Особенности переориентации кристаллической решетки и механизм локализации деформации в высокоазотистых аустенитных сталях в условиях их фазовой нестабильности в полях неоднородных напряжений

Особенности переориентации кристаллической решетки и механизм локализации деформации в высокоазотистых аустенитных сталях в условиях их фазовой нестабильности в полях неоднородных напряжений

И.Ю. Литовченко, А.Н. Тюменцев, Ю.П. Пннжнн1, С.Л. Гирсова1,

В.А. Нестеренков1, С.В. Овчинников, Р.Д. Строкатов , Н.А. Дубовик

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия

Методом просвечивающей электронной микроскопии изучены закономерности переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации, формирующихся при холодной прокатке выгсокоазотистых аустенитных сталей. Показано, что в указанные материалах фазовая нестабильность аустенита в полях высоких локальнык напряжений полос локализации деформации приводит к реализации нового механизма деформации и переориентации кристаллической решетки — объемной деформации Бейна путем прямого и обратного (по альтернативной системе) а ^ у мартенситного превращения. С позиций физической мезомеханики обсуждены природа и механизмы указанного превращения.

1. Введение

Одним из наиболее распространенных механизмов деформации на мезоуровне является формирование полос локализации деформации [1-8], осуществляющих взаимные сдвиги и (или) повороты структурных элементов на мезоуровне [1-3, 9]. Выявление физической природы и механизмов формирования этих полос — одна из наиболее важных проблем физики прочности и пластичности. В последние годы накоплен значительный экспериментальный материал по феноменологии формирования и микроструктуры полос локализации деформации. Обнаружено много различных структурных типов этих образований, формирующихся на разных (микро, мезо и макро) масштабных уровнях; в кристаллографических и некристаллографических направлениях; сопровождающихся и не сопровождающихся переориентацией кристаллической решетки внутри и в окрестности полос; с малоугловыми и высокоугловыми, дискретными и непрерывными разориентировками и т.д. Установлено [1-3], что реализация того или иного типа полос локализации деформации определяется как условиями пластической деформации, так и исходной

структурой и свойствами материалов, наиболее важными из которых являются: тип кристаллической решетки и особенности исходной микроструктуры; уровень прочности или способность к дислокационной (некоррелированным движением дислокаций) релаксации локальных внутренних напряжений; энергия дефекта упаковки.

Однако элементарные структурные механизмы формирования полос локализации деформации в большинстве случаев остаются невыясненными. С одной стороны, это связано, по-видимому, с указанным выше многообразием их структурных типов (а следовательно, и механизмов формирования). С другой — с тем, что в подавляющем большинстве случаев образование полос локализации деформации контролируется, на наш взгляд, высококооперативными (коллективными) процессами движения дефектов кристаллической решетки, требующими развития нетрадиционных подходов к их описанию.

Последнее продемонстрировано нами в работе [1], где обобщены результаты электронно-микроскопических исследований закономерностей формирования и

Литовченко И.Ю., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Гирсова С.Л., Нестеренков В.А., Овчинников С.В., | Строкатов Р.Д~[ Дубовик Н.А., 2000

эволюции дефектной субструктуры зон локализации деформации в различных материалах (высокопрочные сплавы на основе № и V, нелегированный Мо, №, №3А1) и условиях деформации (активная деформация растяжением, прокатка, кручение под давлением, на фронте термоупругих и ударных волн). В [1-3, 10] показано, что одним из наиболее важных факторов локализации деформации является низкая эффективность процессов дислокационной релаксации локальных внутренних напряжений в зонах их концентраторов, а типичными дефектными субструктурами зон локализации деформации являются в этих условиях субструктуры с высокой кривизной кристаллической решетки и высокой плотностью дефектов дисклинационного типа. Предполагается, что в этом случае одним из перспективных направлений разработки структурных механизмов локализации деформации является привлечение дисклинаций как коллективных дефектов деформации на мезоуровне, создание дисклинационных моделей эволюции дефектной субструктуры в участках высокой кривизны решетки и высоких локальных градиентов (моментов) напряжений в зонах мезоконцентраторов.

Однако сказанное выше в полной мере применимо лишь к материалам с высокой стабильностью кристаллической решетки и высокой энергией дефекта упаковки. В структурно нестабильных материалах и сплавах с низкой энергией дефекта упаковки эффективными кооперативными механизмами локализации деформации являются различного рода деформационные мар-тенситные превращения [11] и механическое двойни-кование [4, 12]. В частности, эти механизмы играют важную роль при пластической деформации аустенит-ных сталей, таких как широко применяемые в атомной энергетике хромоникелевые нержавеющие стали типа 316Ь (американский стандарт) [4], высокоазотистые хромомарганцевые стали [12] и др. Как показано в работах [4, 12], в процессе холодной прокатки этих сталей до степеней деформации е = 50 % основным механизмом деформации является двойникование. Однако при увеличении степени деформации до е > 50 % в этих материалах обнаруживаются полосы локализации деформации, которые по многим своим параметрам похожи на полосы локализации деформации в материалах с высокой энергией дефекта упаковки. Как правило, они распространяются в некристаллографических (не лежащих в плоскостях дислокационного сдвига) направлениях, а кристаллическая решетка внутри этих полос переориентирована на десятки градусов. Их обычно называют полосами локализованного сдвига или полосами некристаллографического сдвига.

Вопрос о возможных механизмах формирования этих полос до сих пор остается открытым. Настоящая работа лежит в рамках этой проблемы и посвящена электронно-микроскопическому исследованию микро-

структуры и закономерностей переориентации кристаллической решетки внутри и в окрестности полос локализации деформации этого типа, формирующихся при прокатке хромомарганцевых высокоазотистых аусте-нитных сталей.

2. Материалы и методика исследований

Работа проведена с использованием сплавов Х17АГ18Ф2 (Бе-18.85 % Сг-17.5 % Мп-1.4 % V-0.6 % Si-0.17 % №-0.1 % С-0.6 % К), Х17АГ18Ф (Бе-17.2 % Сг-18 % Мп-0.86 % V-0.51 % Si-0.17 % №-0.08 % С-0.59% К) и Х17АГ18 (Бе-16.5 %Сг-18.8 %Мп-0.52% Si-

0.16%№-0.07%С-0.57% К)-вес. %. Образцы в виде пластин толщиной 14 мм закаливали в воду от температуры Т= 1473 К. Пластическую деформацию осуществляли прокаткой при комнатной температуре в интервале е = (10^95) %. Электронно-микроскопическое исследование проводили в параллельных и нормальных плоскости прокатки сечениях образцов. Фольги для электронно-микроскопических исследований готовили методом электрополировки с использованием плоских электродов из нержавеющей стали в электролите, содержащем 450 мл ортофосфорной кислоты, 50 г хромового ангидрита и 2 мл перекиси водорода при плотности тока = 2.4 А/см2. Электронно-микроскопическое исследование проводили на электронном микроскопе ЭМ-125, оснащенном системой наклона СН-2, позволяющей осуществлять наклон образца вокруг фиксированной оси на углы ± 60 град.

3. Эволюция дефектной субструктуры на стадии, предшествующей формированию полос локализации деформации

Поскольку общие закономерности эволюции микроструктуры при прокатке исследуемых сталей достаточно полно описаны в [12], здесь мы лишь кратко перечислим ее основные особенности.

Достаточно высокая плотность дефектов кристаллического строения наблюдается в этих сталях уже в закаленном состоянии: обнаруживается значительное количество тонких микродвойников; плотность дислокаций

10 —2

достигает в этом состоянии значений р =10 см . Формирование этих дефектов является, по-видимому, результатом достаточно высоких внутренних напряжений, возникающих в процессе закалки, в частности за счет фазового наклепа в окрестности частиц нитрида ванадия.

Деформация до е = 10 % приводит к увеличению плотности дислокаций, двойников деформации и появлению полос деформационного е-мартенсита. Количество таких полос не слишком велико и слабо меняется при увеличении степени деформации от 10 до 50 %. В этом интервале е основным механизмом деформации

Рис. 1. Полоса переориентации в сплаве Х17АГ18 после деформации прокаткой, е = 60 %: электронно-микроскопическое светлопольное изображение

является механическое двойникование. После е = 50 % практически весь объем деформируемых образцов заполнен микродвойниками толщиной от 10 до 100 нм.

Первые полосы локализации деформации с высокоугловыми разориентировками (рис. 1-3) появляются уже после деформации е = 30 %. Однако превалирующим механизмом деформации они становятся при е > > 50 %, когда полностью исчерпывается двойниковая мода деформации. При указанных е эти полосы становятся типичным элементом дефектной субструктуры.

4. Кристаллогеометрические особенности переориентации в полосах локализации деформации с высокоугловыми разориентировками

Электронно-микроскопическое исследование показало, что характерные значения ширины полос находятся в пределах от 1 до 5 мкм, а их длина достигает десятков микрон. Некоторые из этих полос относительно прямые (рис. 2, 3), другие сильно (на десятки градусов) изогнуты.

На электронограммах, полученных как с полос, так и их ближайшего окружения, часто обнаруживаются азимутальные непрерывные и (или) дискретные размытия дифракционных максимумов (рис. 1, б, 2, б, 3, б, в). Величина размытия зависит от степени деформации, при е < 50 % не превышает Да < 10 град, увеличиваясь

до 20-30 град при увеличении е до 70 и более %. Это свидетельствует о формировании внутри и в окрестности полос субструктуры с достаточно высокими непрерывными (подробнее см. ниже) и дискретными (при е < 50 % малоугловыми) разориентировками.

На совмещенных (с полос и прилегающих к ним микрообъемов) электронограммах всегда хорошо выявляются две оси зоны. Предварительное электронографическое исследование выявило чрезвычайно интересную особенность: изменением ориентации фольги в электронном микроскопе для подавляющего большинства изученных в работе полос локализованной деформации выявляются ориентации, при которых на совмещенных электронограммах (рис. 1, б, 2, б, 3, в) присутствуют параллельные (или почти параллельные) вектора действующих отражений g = (111) и (200). Анализ темнопольных изображений показал, что одно их этих отражений возбуждается кристаллической решеткой полосы (рис. 1, в) с резко ограниченной дискретной границей разориентации, другое — кристаллической решеткой окружающего ее материала (рис. 1, г). Поскольку углы между формирующими дифракционные максимумы плоскостями {111} и {200} в неразори-ентированной решетке составляют 54.7 град, углы переориентации в полосах локализации деформации оказываются не ниже этой величины.

Рис. 2. Полоса локализации деформации в сплаве Х17АГ18Ф после е = 60%: светлопольное изображение

Нами было предположено, что преимущественные более чем 50-градусные разориентации, как и указанная выше параллельность кристаллографических плоскостей типа {111} и {200}, являются следствием наличия преимущественных ориентационных соотношений между переориентированными кристаллами полос и окружающими их микрообъемами. Исходя из этого, а также фазовой нестабильности исследуемых сплавов (близости их составов к характерным для формирования а-мартенсита), было также высказано предположение, что переориентациия кристаллической решетки в полосах локализации деформации происходит путем прямого плюс обратного у ^ а ^ у мартенситного превращения с осуществлением обратного по альтернативной системе, как это наблюдается при размножении ориен-

таций аустенита в процессе термоциклирования мета-стабильных аустенитных сталей [13].

Для подтверждения этого предположения, аналогично [13], с использованием ориентационных соотношений Курдюмова-Закса (К-3) были рассчитаны матрицы переориентации аустенита в процессе указанного превращения, углы и оси поворота между всеми возможными парами переориентированных у-кристаллов и проведен полный электронографический анализ раз-ориентировок примерно в 30 полосах локализованной деформации, обнаруженных после деформации е = (3070) %.

Оси зон внутри и в окрестности полос локализованной деформации в процессе анализа совмещенных (с полос и их ближайшего окружения) электронограмм выявляли с применением темнопольных электронномикроскопических изображений в нескольких (при необходимости — во всех) действующих отражениях переориентированных областей, как это проиллюстрировано на рис. 1. Как правило, указанный выше анализ проводили в разных сечениях обратной решетки (при разных ориентациях образца в гониометре).

Подчеркнем, что полосы локализованной деформации формируются на фоне сложной дефектной разори-ентированной субструктуры с преимущественно малоугловыми разориентациями, которая может формироваться на разных (до, после или в момент образования полосы) стадиях деформации. Дифракционные максимумы имеют при этом сложную структуру, они размыты как в азимутальных (рис. 1, б, 2, б, 3, б, в), так и в горизонтальных направлениях. Поэтому анализ высокоугловых разориентировок в полосах локализованной деформации можно провести с точностью до указанных выше размытий (разориентировок). Последние зависят от степени пластической деформации. При высоких значениях е, когда точность кристаллогеометрического анализа превышает значения ~ ±5 град или анализируемая область является областью многократной переориентации кристаллической решетки, однозначная интерпретация характера разориентировок иногда бывает невозможной. Тем не менее оказалось, что при использованных для набора статистических данных степенях деформации е = 50 и 60 % в большинстве случаев точность кристаллогеометрического анализа разориенти-ровок внутри и в окрестности полосы локализованной деформации не выходит за указанные выше пределы.

Результаты расчета (см. также работу [13]) приведены в таблице. Из таблицы видно, что из 24 возможных вариантов у ^ а ^ у-превращения один (когда обратное превращение осуществляется по той же системе) не сопровождается переориентацией кристаллической решетки, а 7 пар из 23-х оставшихся оказываются однотипными. То есть в результате у ^ а ^ у-превращения возможны 16 различных вариантов переориентации кристаллической решетки у-аустенита.

И

Рис. 3. Светлопольное электронно-микроскопическое изображение (а) и картины микродифракции с зон внутри и в окрестности полосы локализованной деформации в деформированном прокаткой сплаве Х17АГ18Ф2, е ~ 50%; б — элекгронограмма с области на расстоянии ~ 2 мкм от границы полосы у ^ а ^ у-переориентации, ось зоны [111]; в — картина микродифракции с полосы у ^ а ^ у-превращения и ее ближайшего окружения; г — схема ее расшифровки, сплошными и пунктирными линиями выделены дифракционные максимумы осей зон [112] и [110] в окрестности и внутри полосы соответственно

Однако проведенное исследование показало, что в тех случаях, когда с указанной выше точностью электронографического анализа удается установить однозначное ориентационное соотношение между полосами и окружающими их мезообьемами, большинство полос локализации деформации связаны с окружающим обье-мом единственным (из указанных выше 16 типов) ориентационным соотношением, соответствующим переориентации вокруг осей типа (110 на 60 град (варианты 17 и 24 в таблице). Исключение составляют лишь полосы, переориентация в которых может быть описана в предположении о развитии у ^ а ^ у-превращений в предварительно сформировавшихся двойниках. Такие полосы будут подробно рассмотрены в отдельной статье.

Наглядной иллюстрацией указанного выше ориентационного соотношения является электронограмма на рис. 2, б, на которой, наряду с малоугловыми азимутальными размытиями дифракционных максимумов, хорошо выделяются две оси зоны типа (110 (схематически показанные сплошными и пунктирными линиями на схеме рис. 2, в), повернутые в азимутальном (^ (110) направлении на угол ~ 60 град. Рефлексы оси зоны, показанной сплошными линиями, принадлежат мезо-

обьемам, окружающим представленную на рис. 2, а полосу. Дифракционные максимумы на пунктирных линиях появляются только тогда, когда под селекторную диафрагму попадают участки полосы. Возбуждаемые (на темнопольных изображениях) этими максимумами контуры экстинкции выявили высокоугловые границы полосы, обозначенные на рис. 2, а стрелками. Таким образом, с точностью ±5 град (величина азимутальных размытий дифракционных максимумов) указанные границы являются высокоугловыми границами полосы, разориентированной относительно окружающего материала на угол 60 град в направлении (110.

Соответствующие такой переориентации 17-й и 24-й (см. таблицу) варианты у ^ а ^ у-превращения описываются матрицами

Г 1 7э л/э ] Г 1 л/3 л/3 ^

2 2л/2 2>/2 2 242 242

л/3 1 3 43 1 з

2л/2 4 4 и 242 4 4

л/3 3 1 л/3 3 1

2л/2 4 4 242 4 4

V у V /

Таблица

Результаты расчета углов и осей поворота ГЦК-решетки аустенита в процессе у —— а —— у-превращений для разных систем обратного а — у-превращения. Выбранные варианты соответствуют минимальным значениям углов. Ориентационные соотношения прямого превращения:

(111)т || (01Т)а;[0П]Т || [111]а

№ Ориентационные соотношения обратного превращения Угол, град Ось поворота

1 (111)т |К0П)а;[0П]Т || [111]а 0 -

2

3

4

5

6

7

8

9

10

11

12

13

14

15

16

17

18

19

20

21

22 (1.1.1)у|| (1.0.1)а; [0.1.Т]у || [1.1.Т]а 20.61 0. 6

23 (1.1.1)у || (Т.0.1)а;[0.1.Т]т || [Т.Т.Т]а 10.53 (0ЛЛ>

24 (1.1.1) у ||(Т.1.0)а; [0.1.Т]у || [1.1.1]а 60.00 (0ЛЛ>

Проведенный анализ показал, что обе эти матрицы выделяет из всех остальных то, что они отвечают у —— а —— у-превращениям по механизму Бейна [14] с дополнительным небольшим (на несколько градусов) поворотом до К-З-ориентационного соотношения. Таких вариантов лишь два. Однотипные относительно угла и направления переориентации, они тем не менее обеспечивают разные варианты деформации с тензорами деформации:

/ \ ( \

42-1 0 0 0 0 0

0 0 0 и 0 л/2 -1 0

0 0 1 -72 0 0 1 -л/2

V V2 , V л/1 J

для превращений № 17 и 24 (см. таблицу) соответственно. На рис. 4 представлена схема деформации по второму из этих вариантов.

Представленные результаты подтверждают сделанное выше предположение, что механизмом переориентации кристаллической решетки (и одним из механизмов деформации) в полосах локализованной деформации является у — а — у-превращение по механизму Бейна. Существенно, что, если пренебречь небольшим поворотом (от ориентационного соотношения Бейна до К-З-ориентационного соотношения), это чисто объемная деформация растяжения-сжатия, не требующая привлечения дислокационных моделей превращения. На наш взгляд, последнее чрезвычайно важно для реализации этого механизма, поскольку именно низкая эффективность дислокационных механизмов пластического течения является одним из решающих факторов (условий) активизации коллективных мод мезоуровня деформации.

Важное значение для анализа закономерностей формирования полос локализации деформации имеет тот факт, что полосы с указанными выше особенностями переориентации, как правило, окружены зонами с закономерно изменяющимися непрерывными разориенти-ровками. Пример одной из таких полос приведен на рис. 3. Наряду с ее светлопольным изображением, здесь представлены электронограммы с области на расстоянии > 2 мкм от полосы (рис. 3, б) и совмещенная элект-ронограмма с зоны внутри полосы и непосредственно контактирующих с ней микрообъемов (рис. 3, в) со

схемой ее расшифровки (рис. 3, г). Проведенный в процессе наблюдения полосы анализ показал следующее.

1. На расстоянии более 2 мкм от полосы по обе стороны полосы осью зоны матрицы является направление = [111] (рис. 3, б).

2. Представленные на рис. 3, в и схеме рис. 3, г

рефлексы оси зоны [112] принадлежат микрообъемам, непосредственно прилегающим к полосе. В процессе темнопольного анализа разориентировок в зонах ([111] — [112])-переориентации дискретные границы разориентировки отсутствуют. Следовательно, эти зоны являются областями непрерывного изменения ориентации кристаллической решетки. Поскольку размеры этих областей по обе стороны полосы составляют А! ~ ~ 2 мкм, а минимальный угол между направлениями [111] и [112] Аф = 19.5°, кривизна кристаллической решетки в них составляет ~Аф/А1 ~ 10град/мкм, а

плотность геометрически необходимых для ее формирования дислокаций одного знака (р± = р± -р- ~ %,/|ь| ~ ~ 1011 см-2) на порядок выше средней по объему.

3. Действующие отражения оси зоны [110] (рис. 3, в, г) появляются лишь тогда, когда под селекторную диафрагму попадают участки полосы. Проведенный в них темнопольный анализ, совместно с аналогичным анализом в рефлексах оси зоны [112], свидетельствует о наличии высокоугловых границ разориентации полосы с окружающим ее материалом.

Рис. 4. Схема деформации кубического микрообъема в процессе прямого и обратного (по альтернативной системе) у — а — у-превращения по механизму Бейна

[111] [112] | | [110] 0 0

Рис. 5. а — схема разориентировок в окрестности представленной на рис. 2 полосы локализации деформации в сечении, нормальном направлению оси переориентации [110] (оси полосы). Показаны следы кристаллографических плоскостей (lll). В квадратных скобках указаны направления осей зон внутри и в окрестности полосы. б — предполагаемая схема структурного состояния на начальной (предшествующей у ^ а ^ у-превращению) стадии формирования представленной на рис. 5, а полосы

4. На всех представленных на рис. 3 электроно-граммах присутствует общее действующее отражение [220]. Следовательно, это направление является направлением, вокруг которого осуществляются повороты кристаллической решетки в описываемой зоне переориентации. Угол между направлениями [110] и [112] составляет в кубической решетке 54.7 град. Тогда как и в примере, приведенном на рис. 2, переориентация полосы между указанными выше высокоугловыми границами с точностью ±5° может быть описана вектором поворота 0 = 60° [220] или матрицами разориентировки у —— а —— у-превращения по механизму Бейна.

Полная схема разориентировок внутри и в окрестности проанализированной выше полосы локализации деформации в сечении, нормальном оси полосы, представлена на рис. 5, а. Как видно из этой схемы, зона локализации деформации содержит две качественно различные области:

- полосу шириной = 2.5 мкм, заключенную между высокоугловыми границами с вектором разориентации 0 = 60° (220^, переориентация в которой описывается матрицами разориентации у — а — у-превращения бей-новского типа;

- окаймляющие эту полосу более широкие зоны с закономерными непрерывными разориентировками, которые моделируются парой дислокационных зарядов противоположных знаков.

Как было показано нами ранее [2, 3], последние являются источниками высоких локальных внутренних напряжений, которые при кривизне кристаллической решетки десятки град/мкм приближаются к теоретической прочности кристалла а лок = Е/10 (Е — модуль Юнга).

В [1-3] (см. также [15]) на основе обобщения закономерностей переориентации кристаллической решетки в зонах локализации деформации металлов и сплавов с высокой энергией дефекта упаковки было показано, что

в этих материалах формирование дискретных границ разориентации в субструктурах с непрерывными раз-ориентировками можно моделировать движением частичных дисклинаций по областям максимальной кривизны решетки. При этом в качестве элементарных механизмов деформации рассмотрены, во-первых, коллективные перестройки сильно взаимодействующих дислокаций одного знака в дислокационные стенки или сетки; во-вторых, потоки генерируемых движущимися дислокациями деформационных точечных дефектов в полях высоких градиентов локальных напряжений.

Как видно из результатов настоящей работы, в структурно нестабильных высокоазотистых сталях коллективная мода деформации, приводящая к переориентации кристаллической решетки, осуществляется через фазовое у — а — у-превращение путем объемной деформации Бейна. Последняя развивается таким образом, что а-мартенсит существует лишь непосредственно в ходе деформации в полях высоких внутренних напряжений, формирующихся в зонах высокой кривизны решетки. При этом первое (прямое) у — а превращение является, с одной стороны, следствием фазовой нестабильности ГЦК-решетки аустенита в полях указанных выше напряжений; с другой — способом их частичной релаксации. Снижение внутренних напряжений в результате либо указанной выше релаксации, либо после снятия нагрузки приводит к обратному превращению нестабильного а-мартенсита в стабильную ГЦК-решетку аустенита. Включение альтернативной системы обратного превращения диктуется при этом необходимостью пластического формоизменения превращенного микрообъема в полях приложенных и внутренних напряжений, обеспечивающего, в том числе, и наиболее благоприятные условия релаксации этих напряжений.

Поскольку при таком механизме переориентации кристаллической решетки формирование высокоугло-

вых 60° (110) границ является результатом бейновской деформации, этот механизм, в отличие от широко обсуждаемых в настоящее время [1-3, 10, 15, 16] дисло-кационно-дисклинационных (в том числе коллективных) механизмов переориентации, не сопровождается реальным поворотом кристаллической решетки. Будучи чисто объемной, у —— а —— у бейновская деформация не требует формирования моментных напряжений [15] или моментов (градиентов) [1-3, 10] напряжений. Являясь способом релаксации напряжений растяжения-сжатия (стй и а у на рис. 5, а), эта деформация, несмотря на формирование разориентированных микрообъемов, не есть ротационная мода деформации в ее традиционном [15, 16] понимании.

Структурным откликом на наличие в полосах локализации деформации высоких градиентов (моментов) напряжений и способом их частичной релаксации являются, очевидно, окаймляющие эти полосы области высокой кривизны решетки. Их формирование является, на наш взгляд, первым этапом развития полос локализации деформации. Формирующуюся на этом этапе конфигурацию можно получить, если из представленной на рис. 4, а схемы исключить зону у — а — у-пре-вращения (см. рис. 4, б). Такая конфигурация впервые была обнаружена нами [17] (см. также работы [1, 2]) в полосах локализации некристаллографических сдвигов с непрерывными разориентировками. Их образование может быть описано механизмом разделения дислокационных зарядов путем зарождения (в зонах высокой упругой кривизны решетки) и скольжения дислокаций по плоскостям кристаллографического сдвига внутри полосы.

Как видно из рис. 4, б, образование пары дислокационных зарядов противоположных знаков, помимо релаксации локальных моментов, может обеспечивать сдвиговую деформацию в некристаллографическом направлении и релаксацию сдвиговых напряжений. Однако, во-первых, при этом отсутствует релаксация напряжений растяжения-сжатия (стй и а у на рис. 5, а). Во-вторых, как уже отмечено выше (подробнее см. рис. 35 и 36 в [2]), в зонах высокой кривизны кристаллической решетки эти напряжения значительно возрастают и могут достигать значений, приближающихся к теоретической прочности кристалла стй ~ Е/10. На наш взгляд, способом релаксации этих напряжений и является объемная у — а — у-деформация Бейна. Заметим, что тот же уровень напряжений требуется, например, для а — у-превращения в зонах высокого давления сплавов на основе железа ^е-С, Fe-Ni-C) в процессе их деформации взрывом [18].

5. Обсуждение результатов

В рамках физической мезомеханики в основу анализа вопросов физики пластической деформации заложе-

но положение [19, 20], что деформируемое твердое тело необходимо рассматривать как открытую, в локальных зонах концентраторов напряжений сильнонеравновесную систему, в которой в ходе нагружения протекают “неравновесные локальные структурные превращения” как моды релаксации локальных напряжений. Физика этих превращений связывается с понятием “сильновозбужденного состояния в кристаллах” [21] как суперпозиции нескольких структур с появлением в пространстве междоузлий новых разрешенных структурных состояний, заложенных в электронно-энергетическом спектре кристалла.

Представленный в настоящей работе новый механизм деформации — объемной деформации Бейна путем прямого и обратного (по альтернативной системе) у — а — у мартенситного превращения — хорошо укладывается в изложенные выше представления. Действительно, неравновесным локальным структурным превращением является при этом первое (прямое) у — а-превращение. Неравновесная а-фаза существует лишь в поле высоких локальных напряжений; ее формирование является способом их релаксации, в результате которой развивается обратное превращение мартенсита в стабильную решетку у-аустенита.

Структурное состояние кристалла в процессе превращений (как прямого, так и обратного) может, очевидно, рассматриваться как суперпозиция двух (ГЦК и ОЦК) структур или появление в пространстве междоузлий ГЦК-решетки аустенита новых разрешенных состояний — узлов ОЦК мартенситной фазы. Движением атомов через эти узлы и осуществляется у — а — у-деформация Бейна.

Как известно [1-3, 15, 16], практически все характерные дефекты и моды мезоуровня деформации (двой-никование, мартенситные превращения, полосы сброса, микро- и макрополосы локализованного сдвига, различные дефекты дисклинационного типа) могут быть описаны в рамках традиционных дислокационных моделей пластического течения. Последнее в значительной степени определяет дискуссионность развиваемых в физической мезомеханике представлений о пластической деформации как совокупности неравновесных локальных структурных превращений в зонах концентраторов напряжений. В связи с этим важное значение имеет тот факт, что в настоящей работе из всех возможных вариантов у — а — у-превращений реализуются лишь те (2 из 24, см. таблицу), которые не требуют привлечения дислокационных механизмов мартенситных превращений. На наш взгляд, это достаточно веское доказательство недислокационного механизма у — а — у-деформации в полосах локализации деформации и, как следствие, необходимости ее анализа с позиций фазовых превращений в полях напряжений.

Обычно при анализе вопросов локализации деформации, в том числе закономерностей пластического

течения на мезоуровне, обсуждаются два типа пластических неустойчивостей: 1 — неустойчивости ротационного типа, приводящие к формированию разнообразных дефектов дисклинационного типа и переориентации кристаллической решетки при глубоких деформациях [15] или в зонах ее локализации [1-3]; 2 — в рамках физической мезомеханики [19, 20] пластическую деформацию предлагается рассматривать как последовательную эволюцию потери сдвиговой устойчивости на разных масштабных уровнях.

В настоящей работе результатом фазовой нестабильности аустенита в поле напряжений является неустойчивость к объемной деформации у — а — у-превра-щения по схеме Бейна. Подчеркнем однако, что роль указанной выше нестабильности может проявляться не только в реализации нового механизма деформации. Дело в том, что в условиях фазовой нестабильности (например вблизи точек мартенситных превращений в сплавах №-Т [22] или №-А1 [23]) часто обнаруживается значительное снижение модулей. Последнее может инициировать как сдвиговую, так и ротационную неустойчивости пластической деформации, поскольку должно приводить к резкому разупрочнению материала в зоне локализации деформации с активизацией практически всех известных к настоящему времени мод деформации: процессов дислокационного скольжения в результате снижения критических напряжений сдвига; диффузионных механизмов деформации вследствие уменьшения энергий активации образования и миграции точечных дефектов; коллективных ротационных мод мезоуровня деформации, развивающихся с участием указанных выше механизмов.

В заключение отметим, что носителями деформации в процессе у — а — у-превращения в полосах локализованной деформации являются не линейные или плоские дефекты типа дислокаций, дисклинаций и границ мар-тенситных фаз, а высокоэнергетические объемные образования — микрообъемы нестабильной фазы. В отличие от указанных выше дефектов, они существуют только в ходе деформации, поскольку их образование связано с высокими (близкими к теоретической прочности кристалла) локальными внутренними напряжениями и, соответственно, высокой (Ж ~ а2/Е) упругой энергией кристалла в полосах локализованной деформации или зонах концентраторов напряжений.

Литература

1. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физ. мезомех. - 1998. -Т. 1. - № 1. - С. 23-35.

2. КоротаевА.Д., ТюменцевА.Н., СуховаровВ.Ф. Дисперсное упроч-

нение тугоплавких металлов. - Новосибирск: Наука, 1989. - 210с.

3. Тюменцев А.Н., КоротаевА.Д., ГончиковВ. Ч. и др. Закономерности формирования субструктуры в высокопрочных дисперсно-упрочненных сплавах // Изв. вузов. Физика. - 1991. - № 3. - С. 81-92.

4. Donadille C., Valle R., Dervin P., Penelle R. Development of texture and microstructure during cold-rolling and annealing of F.C.C. alloys: example of an austenitic stainless steel // Acta Met. - 1989. -V. 37. - No. 6. - P. 1547-1571.

5. Asaro R.J. Geometrical effects inhomogeneous deformation of ductile

single crystals // Acta Met. - 1979. - V. 27. - P. 445^53.

6. Korbel A., Embury D., Hutherly M. Microstructural aspects of strain localization in Al-Mg alloys // Acta Met. - 1986. - V. 34. - P. 19992005.

7. Malin A.S., Hutherly M. Microstructure of cold-rolled copper // Metal.

Sci. - 1979. - V. 13. - P. 463-472.

8. Ridha A.A., Hutchinson J.W.B. Recristallization mechanisms and the origin of cube texture in copper // Acta Met. - 1982. - V. 30. - P. 1929-1939.

9. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф. и др. Неоднородность распределения напряжений и движение зерен как целого в деформируемом поликристалле // Докл. АН СССР. - 1989. - Т. 309. -№2. - С. 356-359.

10. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Деревягина Л.С. и др. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультра-мелкозернистой меди // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. -С. 115-123.

11. Филиппов М.А., Литвинов В.С., Немировский Ю.Р. Стали с мета-стабильным аустенитом. - М.: Металлургия, 1988. - 256 с.

12. Панин В.Е., Строкатов Р.Д. Динамика мезоскопической структуры и сверхпластичность аустенитных сталей и сплавов // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т.1. - С. 208-240.

13. Кабанова И.Г., Сагарадзе В.В. Статистический анализ взаимных разориентаций кристаллов аустенита (мартенсита) после мартен-ситных у^а^у (а^-у^ а)-превращений // Физика металлов и металловедение. - 1999. - Т. 88. - № 2. - С. 44-52.

14. Wechsler M.S., Lieberman D.S., Read T.A. On the theory of the formation of martensite // Trans. AIME Journal of Metals. - 1953. -V. 197. - P. 1503-1515.

15. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

16. ВладимировВ.И., РомановА.Е. Дисклинации в кристаллах. - Л.: Наука, 1986. - 224 с.

17. Гончиков В.Ч., Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д. и др. Микроструктура полос разориентации в высокопрочных ниобиевых сплавах с ультрадисперсными частицами неметаллической фазы // Физика металлов и металловедение. - 1987. - Т. 63. - № 3. -С. 598-603.

18. Bowden H.G., Kelly P.M. The crystallography of the pressure induced phase transformation in iron alloys // Acta Met. - 1967. -V. 15. - Ко. 9. - P. 1489-1500.

19. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - Т. 1. - С. 7-49.

20. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физ. мезомех. -1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.

21. Панин В.Е., ЕгорушкинВ.Е., ХонЮ.А., Елсукова Т.Ф. Атомвакан-сионные состояния в кристаллах // Изв. вузов. Физика. - 1982. -№ 12. - С. 5-28.

22. Хачин В.Н., Муслов С.А., Пушин В.Г. и др. Аномалии упругих свойств монокристаллов TiNi-TiFe // Докл. АН СССР. - 1987. -Т.295. - № 3. - С. 606-609.

23. Enami K., Hasunuma J., Nagasawa A., Nenno S. Elastic softening and electron-diffraction anomalies prior to the martensitic transformation in a Ni-Al p1 alloy // Scripta Met. - 1976. - V. 10. - Ко. 10. -P. 879-884.