Размещено на http://www.allbest.ru/

Національна Академія Наук України

Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. францевича

УДК 548.4.51-53:536.763:539.374

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук

дислокаційні процеси при фазових і структурних перетвореннях в сплавах заліза

01.04.13 - фізика металів

Волосевич Павло Юрійович

Київ - 2008

Дисертацією є рукопис.

Роботу виконано в Інституті металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України.

Офіційні опоненти: доктор фізико-математичних наук Константінова Тетяна Євгенівна, Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України, завідувач відділу;

доктор фізико-математичних наук Коломицев Віктор Ілліч, Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, провідний науковий співробітник;

доктор фізико-математичних наук Подрезов Юрій Миколайович, Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича НАН України, завідувач відділу.

Захист відбудеться 6 жовтня 2008 року о 14 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.207.01 в Інституті проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича НАН України за адресою: 03680, м. Київ-142, вул. Кржижанівського, 3.

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Інституту проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича НАН України за адресою: 03680, м. Київ-142, вул. Кржижанівського, 3.

Автореферат розісланий 3 вересня 2008 року.

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради Д 26.207.01

кандидат технічних наук Н.П. Коржова

АНОТАЦІЯ

Волосевич П.Ю. Дислокаційні процеси при фазових та структурних перетвореннях в сплавах заліза. - Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук за спеціальністю 01.04.13 - фізика металів. - Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича НАН України, Київ, 2008.

Дисертація присвячена дослідженню участі дислокацій в фазових (>, « та б_ф+ц>) і структурних перетворень при рекристалізації та пластичній деформації. Встановлено, що втрата механічної стійкості аустеніту виявляється не тільки в зниженні модуля зсуву та енергії дефекта пакування, а і в генерації перед початком мартенситних перетворень «свіжих» дислокацій, які рухаються в напрямку концентраційних зародкових неоднорідностей. Методом електронної просвічувальної мікроскопії in situ показано, що в залежності від величини енергії дефекта пакування такі дислокації сприяють утворенню та мартенситів та запропоновано дислокаційні механізми утворення цих фаз. Вперше з'ясовано механізм утворення фазонаклепаного аустеніту при > перетворенні та продемонстровано, шо його степінь залежить від швидкості термообробки та пов'язана із прямим спадкуванням дефектів -фази. Вперше при in situ спостереженнях в електронному мікроскопі показано, що в умовах швидкісних локальних нагрівань, як на поодиноких дислокаціях, так і їх скупченнях утворюються зародки рекристалізації без участі полігонізації. Вивчено процеси зародження аустеніту в ферито-цементитних структурах та вперше встановлено, що підвищення щільності розташування дислокацій аж до утворення впорядкованих систем в оточенні карбідів перед б_ф+ц> перетворенням є наслідком дисоціації часток. Її швидкість немонотонно залежить від швидкості та температури нагрівання, а кінетика змінюється від поступового продавлювання продуктів дисоціації до вибухоподібного їх закидання в ферит. Встановлено зв'язок між розміром зерна, шириною та геометрією розташування смуги Чернова-Людерса відносно напрямку докладеного зусилля. Для цього випадку запропоновано розглядати механізм пластичної деформації на макрорівні, як колективну форму руху зерен та їх частин, основними елементами якої є проковзування вздовж границь, а в якості запускаючого механізму на мікрорівні служить дислокаційне ковзання всередині зерен.

Ключові слова: дислокація, енергія дефекта пакування, зерно, фазові та структурні перетворення, пластична деформація, сплави заліза.

АННОТАЦИЯ

Волосевич П.Ю. Дислокационные процессы при фазовых и структурных превращениях в сплавах железа. - Рукопись.

Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук по специальности 01.04.13 - физика металлов. - Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины, Киев, 2008.

В диссертации впервые получены экспериментальные результаты и построены на их основе модельные представления процессов, происходящих в сплавах железа при фазовых > и мартенситных превращениях, образовании аустенита в феррито-цементитных структурах с различной морфологией цементита, а также структурных превращениях при зарождении центров рекристаллизации и пластической деформации в условиях площадки текучести. В работе подняты вопросы, возникновения неустойчивого состояния решёток в предверии фазовых и структурных превращений. Изучены концентрационные зависимости модуля сдвига и энергии дефекта упаковки сплавов Fe-Mn и Fe-Mn-C вблизи мартенситных превращений. В результате in situ электронно-микроскопических наблюдений за поведением аустенита вблизи температур начала ? и ? мартенситных превращений установлено, что потеря его устойчивости сопровождается не только снижением модуля сдвига и величины энергии дефекта упаковки, а и запуском дислокационных источников, генерирующих “свежие” дислокации. При этом для зарождения игольчатого - мартенсита достаточно одной дислокации, попадающей в область мнимой границы концентрационной зародышевой неоднородности и содействующей срыву ее когерентной связи с окружающей матрицей. Продемонстрировано, что рост кристалла в поперечном направлении осуществляется путём генерации от его вершины, вокруг образующейся сердцевины, дислокационных петель и их последующего расщепления. На основании анализа перестройки атомов решетки аустенита в мартенсит в терминах представлений Бейна проведена оценка величины, знака и дальнодействия полей напряжений, возникающих вдоль пока мнимой границы концентрационной зародышевой неоднородности с радиусом 600?. Показано, что их величины достаточны для запуска дислокационных источников, расположенных на удалении до двух микрон от области зарождения. В результате in situ наблюдений ? превращений впервые установлено, что зарождение - фазы также связано с генерацией дислокаций, образующих плоские дислокационные скопления, одиночные дислокации которых, расщепляясь в одном из направлений типа 112 аустенита, формируют упорядоченные системы дефектов упаковки, способствующие при достаточной их плотности образованию -фазы. Впервые продемонстрировано, что ? превращение идет путём захлопывания дислокаций при повышении энергии дефекта упаковки и последующим их поглощении источником, генерировавшим их при прямом переходе. При этом фазонаклёпанное состояние аустенита формируется путём прямого наследования дефектов - фазы, степень которого зависит от скорости термообработки.

Впервые при in situ наблюдениях в электронном микроскопе в условиях скоростных локальных нагревов продемонстрировано образование зародыша рекристаллизации на одиночных дислокациях и их скоплениях. Показано, что вероятность развития рекристаллизации при медленных нагревах может быть представлена как функция разности плотности узлов совпадения вдоль границы в деформированом и отжженном состояниях. При этом более высокая плотность узлов совпадения вдоль границ ячеистых структур по сравнению с границами зерен является причиной, позволяющей конкурировать полигонизации с рекристаллизацией.

Проведено изучение особенностей зарождения аустенита в феррито-цементитных структурах с различными морфологиями цементитов в условиях быстрых нагревов и показано, что степень реализации дифузионного механизма его зарождения связана с участием цементита. Впервые установлено, что повышение плотности дислокаций вплоть до образования упорядоченных их систем в окружении карбидов перед б_ф+ц> превращением является следствием диссоциации частиц, сопровождающейся выбрасыванием ее продуктов в ферритное окружение. Скорость этого процесса немонотонно зависит от температуры и скорости нагрева, а его кинетика в интервале изученных скоростей изменяется от постепенного продавливания продуктов диссоциации до взрывообразного их заброса в ферит.

Впервые установлена связь между размером зерна, шириной и особенностями расположения полосы Чернова-Людерса относительно направления приложения нагрузки при растяжении в интервале площадки текучести. Анализ трансформации дислокационных структур и микротвердости внутри полосы Чернова-Людерса по мере её развития позволил впервые предложить механизм пластической деформации, реализующийся на макроуровне в виде коллективной формы движения зёрен и их частей. Основным его элементом является проскальзывание вдоль границ зёрен, а в качестве запускающего механизма на микроуровне служит внутризёренное дислокационное скольжение.

Ключевые слова: дислокация, энергия дефекта упаковки, зерно, фазовые и структурные превращения, пластическая деформация, сплавы железа.

ABSTRACT

Volosevich P.Yu. Dislocation prozeses at phase and structural transformations of iron alloys. - Manuscript.

Thesis for the competition of the Doctor of Sciences` degree, speciality - 01.04.13 - physics of metal. Frantsevich Institute for Problems of Materials Sciensе, NAS of Ukraine, Kiev, 2008.

The study was dedicated to the participation of dislocations at phase > , and structural transformations which take place at recrystallization and plastic deformation. It was established that loss of fastness of austenite lattice before transformation beginning becomes apparent due to reduction of shear modulus and stacking fault energy as well as due to generation of “fresh” dislocations. It was shown by in-situ observations that “fresh” dislocations directly participate in nucleation of or martensite depending on value of stacking fault energy.

On the base of results obtained the models of realization of ? and transformations were proposed. The peculiarities of austenite formation in ferrite-cementite mixtures having different cementite morphology were studied. It was experimentally established that depending on temperature and heating rate, austenite nucleation in cementite presence at temperature of _fc? transformation beginning is proceeded by diffusion mechanism at phase ferrite/cementite boundary with saturation of ferrite matrix by defects. Heating to temperature closed to A_C3 is accompanied with appearance of ordered system of stacking faults in ferrite matrix, that is evidence of realization of ? transformation which involves shear mechanism. It first was shown by in-situ observation in electron microscope that under condition of local rapid heating single dislocations and dislocation accumulations may be a centers of recrystallization nucleation. The peculiarities of shape modification of recrystallization centers depending on nucleation conditions were shown.

The correlation between grain size and geometry peculiarities of Chernov-Liuders strip depending on direction of loading applied was established. Results obtained and analysis of transformations of dislocation structures allow to propose the mechanism of plastic deformation, the main element of which is collective moving of grains and their parts. Collective moving arises from grain boundary slipping and activated by dislocation slip inside the grains on microlevel. Finally, it was concluded that dislocation is a demonstration of lattice instability. This instability was used in studied cases of phase and structural transformations to promote decrease of nucleation energy.

Key words: dislocations, stacking fault energy, grain, phase and structural transformations, plastic deformation, ferum alloys.

Загальна характеристика роботи

Актуальність теми. Розробка і побудова моделей фазових і структурних перетворень, що спостерігаються в твердих тілах, має велике значення не тільки для подальшого розвитку фундаментальних положень про шляхи їхньої реалізації, а і дозволяє створювати нові прогресивні технології одержання виробів із ще більш досконалим комплексом службових характеристик. Формування наших уявлень про фазові і структурні перетворення у твердому тілі пов'язане з розвитком можливостей безпосереднього спостереження за змінами кристалічної гратки і структури матеріалів усе на більш високому рівні їхньої ієрархії. В даний час використання дослідницьких методик на базі просвічувальної й скануючої електронної мікроскопії дозволяє постійно розширювати наші знання про явища фазових і структурних перетворень в металах і сплавах завдяки можливостям прямих спостережень процесів при різних температурах і швидкостях нагрівань, охолоджень і деформацій, з аналізом по елементам та визначенням їх концентрації.

Різноманіття фазових і структурних перетворень у сплавах заліза робить надзвичайно актуальним проведення на них подібних спостережень при зародженні нових фаз, пластичній деформації, розпаді твердих розчинів, старінні, процесах знеміцнення.

Найбільший інтерес до розвитку цих явищ на сьогодні пов'язаний із подальшим вивченням метастабільних станів вихідних фаз та ролі дефектів їх кристалічної будови (границь зерен, дислокацій, вакансій) в реалізації означених процесів. Так, встановлена за допомогою безпосередніх спостережень в електронному мікроскопі здатність дислокацій рухатись та розщеплюватись стала посиланням для створення Ф. Франком, Н. Кнаппом, У. Делінгером, А. Зегером, Ж. Христіаном, Л. Кауфманом, М. Коеном, Ж. Олсоном, В. Овеном та Б.І. Ніколіним, О.Л. Ройтбурдом, Ю.М. Петровим, В.М. Счастливцевим теоретичних моделей та схем мартенситних перетворень з використанням елементів ковзання. Це дозволило значно зменшити енергетичні витрати на зародження нових фаз. Аналіз літературних джерел, присвячених дослідженням мартенситних та перетворень, вказує на гостру нестачу візуалізуючих ці процеси експериментальних даних, котрі надали б можливість перевірити існуючі теоретичні моделі та механізми. При цьому найбільш цікавими є метастабільні стани ГЦК і ГЩУ граток аустеніту і мартенситу при наближенні до температур початку прямих і обернених > і перетворень, особливості поведінки дислокацій в яких не можуть спостерігатися іншими методами.

Незважаючи на зусилля С.С. Горєліка, Л.Н. Ларикова та інших залишалось дискусійним питання про шляхи рекристалізації в умовах швидкісного нагрівання, де механізм Бюргерса-Кана-Котрелла (полігонізації) вірогідніше від усього не реалізується, а теоретичне передбачення В.І. Іверонової та Г.С. Жданова стосовно участі дислокації в утворенні зародка рекристалізації без полігонізації експериментального підтвердження не мало.

Нагальним є питання про участь дислокацій в аустенізації ферито-цементитних станів в умовах підвищених швидкостей нагрівання. При цьому відзначено, що вперше думки про вірогідну участь дефектів в зароджені аустеніту було висловлено в роботах В.Н. Гріднєва, Ю.Я. Мєшкова, С.П. Ошкадьорова, В.І. Трєфілова, В.М. Мінакова, С.О. Фірстова, В.М. Бурдіна, але прямі експериментальні підтвердження не були отримані незважаючи на теоретичні передбачення В.В. Скорохода і Ю.М. Солоніна, зусилля С.С. Дяченко, М.Л. Бернштейна та фахівців уральської школи металофізиків.

До невирішених відносяться також питання, пов'язані з пластичною деформацією полікристалів, в частині участі в цьому процесі не тільки дислокацій, а і границь зерен, як рівноправних учасників, що неодноразово відмічалося в роботах О.М. Орлова, В.Л. Інденбома, В.О. Ліхачова, В.В. Рибіна, Р.З. Валієва, В.Ю. Паніна та інших.

Вирішення поставлених питань розширить наукові засади уявлень фізики твердого тіла про перелічені явища з наступним їх використанням у практиці.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Робота виконувалась в межах тематичних планів Інституту металофізики, що були затверджені Президією НАН України за темами: Вивчення фазових перетворень та методів зміцнення з використанням швидкісної термообробки і пластичної деформації сталей і сплавів (№ держреєстрації Р004897, 1972 - 1976 р.р.); Розробка фізичних засад зміцнення і руйнування сталей перлітного класу (№ держреєстрації 76014722, 1976 - 1980 р.р.); Вивчення впливу розподілу вуглецю і легуючих елементів на механічні властивості конструкційних сталей (№ держреєстрації 82015053, 1981 - 1985 р.р.); Вплив структури і напруженого стану на руйнування конструкційних сталей (№ держреєстрації 81015060, 1981 - 1985 р.р.); Вивчення фізичної природи крихкості сталі, викликаної дією концентраторів напружень (№ держреєстрації 01860025350, 1986 - 1990 р.р.); Вивчення фізичної природи формування мікро та макрогетерогенної структури та властивостей конструкційних сталей і сплавів, які одержують методами механічного змішування та швидкісною електротермічною обробкою (№ держреєстрації 0196U017450, 1995 - 1999 р.р.); Дослідження фізичної природи процесів структуроутворення та фазових переходів складнолегованих сталей спеціального призначення в нерівноважних умовах (№ держреєстрації 0100U001580, 2000 - 2002 р.р.); Розробити нові сплави та вивчити фізико-механічні характеристики біосумісних металів та сплавів для виготовлення стентів та кава-фільтрів нового покоління. (№ держреєстрації 0101U000834, 2001 - 2003 р.р.); Вивчення фізичних властивостей та розробка нових біосумісних сплавів на основі цирконію та їх покрить для імплантантів (№ держреєстрації 0104U000081, 2004 - 2006 р.р.); Дослідження впливу пластичної деформації на самоорганізацію структури сплавів для ядерної енергетики (№ держреєстрації 0107U007043, 2005 - 2007 р.р.).

При виконанні цих робіт автор відпрацьовував методики in situ спостережень при електронно-мікроскопічних дослідженнях, планував, розробляв і проводив експерименти, аналізував і узагальнював результати та пропонував моделі відповідних процесів.

Мета і задачі дослідження. Метою роботи було визначення ролі дислокацій в процесах фазових і структурних перетворень в сплавах заліза методом електронно-мікроскопічних спостережень, в тому числі і прямих (in situ). Вищезгадане вимагало вирішення наступних завдань.

За допомогою in situ спостережень за фазовими перетвореннями при електронно-мікроскопічних дослідженнях модельних сплавів Fe-Ni i Fe-Mn дослідити особливості поведінки дислокацій та енергії дефекта пакування (ЕДП) в ГЦК аустенітній фазі поблизу температур і - мартенситних перетворень, а також визначити міру участі цих дефектів в самих переходах.

Шляхом прямих спостережень процесу рекристалізації в тонких фольгах з'ясувати особливості поведінки дефектів і їхню роль в утворенні зародків рекристалізації в умовах повільної і підвищеної швидкості нагрівання.

Дослідити роль дислокацій у механізмі зародження аустеніту при аустенізації ферито-цементитних структур з різною морфологією карбідних фаз (голчастої, глобулярної і пластинчастої) в умовах підвищеної швидкості нагрівання.

Визначити роль границь зерен і дислокаційного механізму ковзання при пластичній деформації на площадці плинності.

Для цього необхідно було вирішити низку методичних питань.

1. Розробити методику проведення прямих електронно-мікроскопічних досліджень тонкої структури фольги у температурному інтервалі від -196 до 800 - 900 С з можливостями визначення її температури при спостереженні.

2. Дослідити вплив товщини фольги та розміру зерна на реалізацію фазових і структурних перетворень.

3. Підібрати промислові і виплавити модельні сплави, що задовольняють умовам проведення відповідних експериментів.

Об'єкт дослідження - фізичні процеси, які обумовлюють особливості участі дислокацій в реалізації фазових і структурних перетворень в сплавах заліза.

Предмет дослідження- дислокаційні механізми фазових і структурних перетворень в сплавах заліза.

Методи дослідження - просвічувальна електронна мікроскопія, в тому числі і in situ спостереженя процесів в широкому температурному інтервалі, металографічний аналіз, внутрішнє тертя, дюрометрія, механічні випробування на розтяг.

Наукова новизна одержаних результатів полягає в наступному:

1. Вперше проведено прямі електронно-мікроскопічні спостереження станів ГЦК, ОЦК та ГЩУ граток аустеніту, б та е мартенситів при > і - перетвореннях.

2. Вперше встановлено зв'язок між товщиною фольги, розміром аустенітного зерна й особливостями зародження б - мартенситу голкоподібної морфології та визначені оптимальні умови прямого електронно-мікроскопічного спостереження зародження мартенситу в тонких фольгах, які близькі до умов його утворення в масивних зразках.

3. Вперше в уявленнях моделі Бейна продемонстровано функціональну залежність величини пружної енергії міжатомної взаємодії вздовж умовної границі концентраційної зародкової неоднорідності з оточуючим аустенітом від швидкості зміни параметру її гратки. Показано, що досягнення критичних значень веде до втрати біля температур початку фазових та перетворень механічної стійкості аустенітного оточення. Це супроводжується не тільки зниженням модуля зсуву та ЕДП, а і генерацією «свіжих» дислокацій, які в наступному приймають участь в зародженні та мартенситів. При цьому найбільш імовірний шлях реалізації перетворення полягає в використанні однієї дислокації типу а/2 110, що рухається в відповідності до поля чинних напруг через аустеніт в напрямку концентраційної зародкової неоднорідності і створює при зустрічі з нею та розщепленні передумови для зародження мартенситу голкоподібної морфології завдяки формуванню елемента міжфазної поверхні.

4. Вперше in situ спостерігалися дислокаційні процеси та запропоновані відповідні механізми прямого і оберненого г- - мартенситних перетворень із з'ясуванням закономірностей формування фазонаклепаного стану аустеніту від швидкості нагрівання.

5. Вперше in situ продемонстровано можливість рекристалізації в тонких фольгах в умовах підвищених швидкостей та локальності нагрівання (без участі полігонізації) шляхом утворення зародків на поодиноких дислокаціях та їх скупченнях. При повільних нагріваннях вірогідність розвитку рекристалізації представлено функцією різниці між щільністю (спільних) вузлів співпадання вздовж границі в деформованому та відпаленому станах. При цьому напрямок пересування границі (субграниці) протилежний напрямку притоку до неї дефектів, а швидкість пропорційна їх кількості. В умовах повільних нагрівань полігонізація успішно конкурує з рекристалізацією, оскільки комірчасті структури мають вздовж своїх границь підвищену щільність вузлів співпадання і більш рухомі ніж границі зерен.

6. Вперше досліджено процеси, які передують утворенню аустеніту в ферито-цементитній суміші після швидкісних термообробок. При тому показано, що вже у полігонізованій матриці навколо глобулярного й біля кінців пластинчатого цементиту після гартування від температур вище Ас₁ спостерігається підвищення щільності розташування дислокацій аж до формування угруповань упорядкованих дефектів пакування, кількість та розміри яких збільшуються з підвищенням температури до Ас₃. Це пов'язано з дією напружень, викликаних появою в феритному оточенні продуктів дисоціації карбідів в умовах відставання швидкості дифузійного зародження аустеніту.

7. Вперше виявлено зв'язок між шириною і геометрією розташування фронту смуги Чернова-Людерса відносно осі навантаження та розміром зерна і сформульовано загальні закономірності пластичної деформації на площадці плинності з урахуванням участі границь зерен в залежності від їх розміру. Показано, що дислокаційне ковзання в зернах в межах смуги Чернова-Людерса є пусковим процесом, відповідальним за виникнення пограничного проковзування.

Практичне значення одержаних результатів. Отримані нові результати вносять значний вклад до розвитку наукових уявлень фізики металів про участь дислокацій у реалізації фазових та структурних перетворень в сплавах заліза та можуть бути використані при створені і вдосконалюванні технологій термічної обробки, а також в педагогічній практиці.

Достовірність отриманих результатів. Достовірність, точність і коректність отриманих результатів базується на експериментальному матеріалі, одержаному із застосуванням комплексу взаємодоповнюючих сучасних методів, в тому числі і in situ електронно-мікроскопічних спостережень за дислокаційними процесами при фазових і структурних перетвореннях.

Вперше отримані результати і запропоновані моделі не суперечать існуючим експериментальним данним та суттєво доповнюють і розвивають уявлення фізики металів про участь дислокацій в досліджених явищах.

Особистий внесок здобувача полягає в визначенні мети роботи, одержанні переважної більшості експериментальних результатів, їх аналізі та узагальненні, побудові моделей, написанні наукових статей, підготовці доповідей і виступах на конференціях.

Апробація результатів дисертації. Матеріали дисертації доповідались й обговорювались на таких наукових конференціях, симпозіумах: Міжнародна конференція «Мартенситні перетворення» (Київ, 1977 р.); Друга республіканська науково-технічна конференція «Застосування електронної мікроскопії в матеріалознавстві, біології і медицині» (Київ-Івано-Франківськ, 1979 р.); Х Всесоюзна конференція по фізиці міцності і пластичності (Куйбишев, 1983 р.); V Республіканська конференція «Фізика руйнування» (Чернівці, 1985 р); Конференція ”Субструктурне зміцнення металів і дифракційні методи дослідження” ( Київ, 1985 р.); Х1 Всесоюзна конференція по фізиці міцності і пластичності (Куйбишев, 1986 р.); Конференція «Міцність матеріалів і конструкцій при низьких температурах» (Житомир, 1986 р.); V1 Всесоюзна конференція по ультразвуковим методам інтенсифікації технологічних процесів (Москва, 1987 р.); Всесоюзна конференція «Міцність матеріалів і елементів конструкцій при звукових і ультразвукових частотах навантаження » (Київ, 1988 р.); Всесоюзна конференція по мартенситним перетворенням у твердому тілі (Косов, Київ, 1991 р.); V111 Міжнародна конференція по руйнації матеріалів (Київ, 1993 р.); Міжнародна наукова конференція, присвячена 150 річниці з дня народження видатного українського фізика Івана Пулюя (Львів-Тернопіль, 1995 р.); Х1V Міжнародна конференція по фізиці міцності і пластичності матеріалів (Самара, 1995 р.); International conference on martensitic transformation (Finland, Helsinki University of technology. 2002, June); Міжнародна конференція “Фазові перетворення та міцність кристалів” (Росія, Черноголовка, 2004 р.); Міжнародна науково-технічна конференція ”Теорія та технологія процесів пластичної деформації” (Росія, Москва, жовтень, 2004 р.); Міжнародна конференція «Сучасне матеріалознавство: досягнення і проблеми» (Україна, Київ, вересень, 2005 р.); Друга міжнародна науково-практична конференція «Структурна релаксація в твердих тілах» (Україна, Вінниця, травень, 2006 р.); Міжнародна конференція «Сучасні проблеми фізики твердого тіла» (Україна, Київ, 2-4 жовтня, 2007 р.); Міжнародна наукова конференція «Фізика конденсованих систем та прикладне матеріалознавство» (Україна, Львів, 11-13 жовтня, 2007 р.); Симпозіум «Застосування нових електронно-мікроскопічних методів у технології, кристалографії і мінералогії (Звенигород, 1980 р.); «Метали і сплави: фазові перетворення, структура, властивості». (Україна, Київ, 1998 р);

Публікації. За матеріалами дисертації опубліковано 40 наукових статей та отримано два патенти України. 29 робіт опрелюднено в наукових виданнях, рекомендованих ВАК України. В 11 роботах автором є тільки пошукач.

Структура і обсяг роботи. Дисертація складається з вступу, шести розділів, заключення, загальних висновків та переліку літературних джерел з 460 назв. Роботу викладено на 378 сторінках, включаючи 84 малюнки та 5 таблиць.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі дано коротку характеристику наукових проблем в області дослідження, стисло обґрунтовані актуальність теми і вибір об'єктів дослідження. Сформульовано його мету і задачі, наукову новизну отриманих результатів, їх практичну цінність із вказівкою особистого внеску автора.

Перший розділ починається з огляду досліджених матеріалів (табл. 1), де наведено вміст легуючих та температури прямих і обернених мартенситних перетворень. На створених модельних сплавах на основі Fe-Ni та Fe-Mn при прямих електронно-мікроскопічних спостереженнях безпосередньо перед початком та при реалізації фазових перетворень вивчалась поведінка дислокаційної структури аустеніту та його ЕДП.

Визначено роль товщини фольги в практиці проведення прямих спостережень ? та ? перетворень із застосуванням просвічуючої електронної мікроскопії і показано, що їх доцільно проводити на дрібнозернистих станах, де розміри концентраційних зародкових неоднорідностей, спроможних перетворитися в нову фазу, зменшуються прямо пропорційно розміру зерна. Це істотно покращує умови спостереження явищ зародження в тонких фольгах із максимально можливим наближенням до умов реалізації перетворення в масивних зразках.

Докладно вивчені залежності температури фольги від струму розігріву катоду та її товщини при електронно-мікроскопічних дослідженнях із конденсорною діафрагмою та без неї і показано, що за допомогою електронного пучка безпосередньо в мікроскопі можна здійснювати швидкі нагріви окремих ділянок тонких фольг до температур 500 С і вище.

Встановлено можливість використання комбінованих нагрівань, суть яких

Хімічний склад та температури перетворень

Таблиця 1.

складалася з початкового підігріву зразка за допомогою мікропечі з наступним швидким додатковим локальним розігрівом ділянки, що досліджується, електронним пучком. Це дозволило зменшити релаксаційні явища у фольгах, а також знизити можливість окислення зразка.

Отримані результати, усупереч літературним даним, показали, що пряме спостереження утворення зародка при рекристалізації в тонких фольгах без участі полігонізації можливе, а успішна реалізація цього процесу пов'язана із швидкістю нагрівання, а також степенем закріплення дефектів домішками - їхньою рухливістю.

Приділено увагу питанням трактування і визначення величини ЕДП в практиці дифракційної електронної мікроскопії. Вказано, що стійкість ґратки будь-якої фази може бути визначена трьома значеннями ЕДП. Два з них ₁ і ₂ характеризують енергетичний стан дефектів в момент втрати стійкості фази при відповідних температурах, а третє - ₀ є максимальним і характеризує стан дислокацій в разі найбільшої її стійкості.

На підставі аналізу літературних даних зроблено висновок про кореляцію значень ЕДП з характером змін анізотропії пружних констант як для ОЦК, так і ГЦК металів. При цьому в загальному випадку їх ЕДП тим більша, чим ближче вони до свого ізотропного стану. У зв'язку з тим, що коректне визначення ЕДП можливе тільки при врахуванні температурних і концентраційних залежностей модуля зсуву, для сплавів Fe-Mn і Fe-Mn-C вони були встановлені за допомогою метода внутрішнього тертя (рис. 1, 2).

Проведені електронно-мікроскопічні дослідження сплавів з наступними розрахунками ЕДП з урахуванням температурної залежності модуля зсуву (рис. 3) свідчать про те, що як модуль (G), так і ЕДП з наближенням до температур фазових перетворень зменшуються.

Другий розділ присвячений проблемам вивчення мартенситних ? і ? перетворень з визначенням історичних етапів розвитку уявлень про і мартенситні фази і механізми їх зародження. Зокрема відзначено, що Ф. Франк для опису поверхні розділу “аустеніт-мартенсит” уперше ввів систему гвинтових дислокацій, паралельних щільноупакованому напрям-ку [110] аустеніту. Це дало можливість представити ріст мартен-ситного кристалу як переміщення стінки гвинтових дислокацій в бік аустеніту. Кнапп і Делінгер, використовуючи уявлення Ф. Франка, пропонують розглядати мартен-ситний зародок як тонкий сплюсну тий сфероїд, оточений петлями гвинтових дислокацій протилежних знаків із вектором Бюргерса , з'єднаних між собою короткими крайовими компонентами. При цьому відстань між ними складає біля 18 ?. Ріст зародка в напрямках [110] і [225] аустеніту здійснюється шляхом розширення дислокаційних петель, а в напрямку [554] - за рахунок утворення нових петель.

У 1964 році Богерсом і Бюргерсом була запропонована модель утворення площини (101) ОЦК гратки шляхом неоднорідної деформації в площині (111) аустеніту, що здійснюється за допомогою утворення часткових дислокацій із векторами Бюргерса а/18 [2] і а/18 [11] справа і зліва від деякого щільноупакованого ряду типу <110> аустеніту. На базі аналогічного підходу Ю.М. Петровим був запропонований механізм утворення часткових дислокацій типу а/18<121> як наслідок розщеплення в площинах типу (111), що пересікаються, двох повних гвинтових дислокацій різних знаків із векторами Бюргерса а/2 [10] і а/2 [01] на часткові по реакціях:

a/2 []®a/6 [] + a/6 [] + a/6 [] і

a/2 []®a/6 [] + a/6 [] + a/6 []

У результаті кожної утворюються по дві часткові дислокації Шоклі а/6 <121> і дві вершинні дислокації типу а/6<110>, що формують дислокаційний диполь. Надалі, при розщепленні кожної вершинної дислокації диполя в загальній щільноупакованій площині (111) аустеніту по реакціях

a/6 []® a/18 [] + a/18 [] і

a/6 []® a/18 [] + a/18 [],

припускаючи взаємне притягування і наступну анігіляцію двох внутрішніх (підкреслені в реакціях) частинних дислокацій, автор одержує дислокаційну петлю перетворення в щільнотноупакованій площині (111) аустеніту. Всередині такої петлі укладка атомів заліза відповідає їхньому пакуванню в площині (101) мартенситу.

Поставлено питання, що потребують рішення.

1. Пряме вивчення поведінки дислокаційної структури аустеніту та ЕДП в інтервалі температур близьких до початку ? і ? мартенситних перетворень з метою визначення ролі дислокацій аустеніту в реалізації процесів зародження нових фаз.

2. Дослідження ролі внутрішніх дефектів мартенситу в реалізації оберненого перетворення та формуванні фазонаклепаних станів аустеніту в умовах підвищених швидкостей нагрівання.

3. Аналіз і співставлення отриманих результатів із наявними механізмами мартенситних перетворень.

Далі наведено результати прямих спостережень дислокаційних процесів як передуючих ? перетворенню, так і супроводжуючих його при зародженні. Зокрема, експериментально показано, що в сплавах Fe-Ni-C при наближенні до температури початку ? мартенситного перетворення спостерігається цілий комплекс явищ, що свідчать про втрату стійкості ГЦК ґратки аустеніту.

До таких можуть бути віднесені: Зниження модуля зсуву сплавів. Запуск перед початком перетворень дислокаційних джерел, що генерують “свіжі” дислокації. Зниження енергії дефекта пакування.

Вперше у сплавах Fe-Ni-C встановлена послідовність процесів, що супроводжують зародження голкоподібного мартенситного кристала по ізотермічній кінетиці. Вона полягає в тому, що генеровані джерелом “свіжі” дислокації, які рухаються у напрямку <011> у площині фольги (211), зштовхуються з концентраційною неоднорідністю, яка знаходиться у станіі нестійкості. Останній супроводжується локальним зниженням ЕДП. В результатіі розщеплення гілок повної дислокації утворюється елемент міжфазної поверхні, під якою в об?ємі концентраційної зародкової неоднорідності (КЗН) реалізується стан стиску, передбачений Бейном.

Наведена на (рис. 4, б) ситуація відрізняється від існуючих моделей тим, що замість двох дислокацій різних знаків, що лежать у пересічних площинах ковзання і невідомо звідки беруться, на практиці реалізується конфігурація, що утворена двома гілками однієї і тієї ж дислокації типу а/2[]. Крайові компоненти цих гілок на ділянках СА і С'А' ринуть до нуля в силу їх зближення одна з одною під дією поля чинних напружень.

Експериментально встановлено, що перші ознаки утворення ОЦК ґратки спостерігаються в проміжку між цими гілками і добре виявляються за допомогою темнопольної методики при електронно-мікроскопічних дослідженнях. Процес утворення нової фази пов?язаний з розщепленням двох гілок однієї дислокації, уздовж яких, як уздовж двох направляючих, відбувається наступний ріст кристала.

Таким чином, на відміну від пропозиції Богерса і Бюргерса, для утворення зародка кристала -мартенситу з голкоподібною морфологією необхідно не дві гвинтові дислокації одного знаку, а одна (крайова, змішана), яка після влучення в межі КЗН, що знаходиться в стані нестійкості, спроможна сприяти при розщеплені порушенню когерентного звязку неоднорідності з аустенітним оточенням. Це створює енергетично вигідні умови для зародження кристала. Водночас отримані дані свідчать про те, що процес розвитку мартенситного кристала на цьому не закінчується. Відразу після його зародження в вершині починає працювати джерело, яке генерує дислокаційні петлі, що накидуються на зародок через рівні проміжки і виявляються в площині (123). Їх виникнення є наслідком релаксації високого рівня напружень, які розтягують аустенітне оточення.

Це може забезпечувати в наступному ріст кристала у пересічному напрямку. Крім того, від його вершини в процесі росту спостерігається генерація крайових дислокацій типу a/2 [110] (рис. 5).

Вони не приймають особистої участі в його утворенні, але спроможні, очевидно, сприяти розвитку автокаталітичності зародження нових кристалів при влученні в сусідні КЗН, що знаходяться в стані нестійкості.

Загальна схема процесу наведена на рис. 6. Таким чином, вперше отримані експериментальні резуль-тати, які прямо підтверджують участь “свіжих” дислокацій, що генеровані поблизу температури початку ? перетворення, у процесі зародження кристала -мартенситу. Вперше продемонстровано експериментально, що для його зародження достатньо однієї дислокації типу a/2 [110], яка натрапила на КЗН, що знаходиться в стані нестійкості. Відзначено, що наявна у вихідному стані дислокаційна структура аустеніту на стадії перших актів зародження - фази участі в ньому не приймає, мабуть у силу своєї обмеженої рухливості через блокування домішками.

Отримані результати свідчать про те, що в аустеніті аж до температур близьких до початку мартенситного перетворення реально не існує дислокаційних конфігурацій, спроможних полегшити процес зародження нової фази. Це фактично заперечує існування в аустеніті “передуючих” дислокаційних зародків -мартенситу, присутність яких передбачалася в теорії зародження Л. Кауфмана і М. Коена.

З іншого боку показано, що дислокаційні конфігурації, які спроможні

сприяти зародженню мартенситу, з'являються поблизу температури початку перетворення завдяки генерації «свіжих» дислокацій. В роботі на підставі аналізу процесу перебудови атомів ГЦК гратки аустеніту в ОЦК - мартенсит в відповідності з уявленнями Е. Бейна, проведено розгляд явищ, що відбуваються в певному об?ємі, виділеному в аустеніті і відповідному за размірами зародку мартенситу з радіусом 600 Е. Оцінено величину, знак і дальнодію напружень, які виникають вздовж умовної межі КЗН, та розглянуто можливості їх релаксації з боку аустенітного оточення в термінах відомих механізмів. Показано, що напруження, які виникають в період підготовки до перетворення вздовж передбачуваної границі КЗН (суцільна та пунктирна лінії на рис.7, а), в залежності від напрямку можна разділити по відношенню до аустеніту на такі, які його стискають і розтягують, з пріоритетом у бік останніх, котрі на третину більші.

Встановлено, що величина напружень перед перетворенням є функцією швидкості зміни параметра гратки КЗН від температури (рис.7, б) і достатня для генерації дислокацій в вершинах концентраторів. Це підтверджено результатами прямих спостережень. Вони вказують, що ще до утворення зародка нової фази спостерігається втрата механічної стійкості їх аустенітного оточення, яка виявляється в генерації “свіжих” дислокацій, котрі прямують в напрямку до областей розтягування вздовж майбутніх границь і при їх досягненні сприяють утворенню нової фази завдяки зриву її зв'язку з матрицею. Формування елементу міжфазної границі веде до зменшення пружної енергії взаємодії (рис. 7, б), яка перешкоджає зародженню на стадії його підготовки. Цей процес автоматично порушує рівновагу всієї системи і веде до збільшення пружної енергії в нормально розташованому до першого напрямку, де діють стискаючі аустеніт напруження. Наслідком цього, очевидно, є експериментально встановлений процес генерації дислокацій у вершині кристала, що росте (рис. 5). Показано, що введення навіть частинної дислокації в середину області, яка стискається при підготовці до перетворення, виглядає маловірогідним процесом. Поживлюючий вплив пластичної деформації на початкові стадії перетворення пов'язаний з генерацією «свіжих» дислокацій, або з її полегшенням.

Третій розділ присвячений проблемам мартенситного перетворення. Прямі електронно-мікроскопічні спостереження процесів, що передують ? мартенситному перетворенню в сплаві Г18 та супроводжують його, показали, що в аустеніті безпосередньо перед перетворенням починають працювати дислокаційні джерела, які генерують плоскі дислокаційні скупчення, поодинокі дислокації котрих розщеплюються в умовах низької ЕДП і сприяють при достатній їх щільності утворенню -фази (рис. 8, а).

Невпорядковано розташовані дислокації вихідного стану не приймають участі в зароджені. Вони тільки розщеплюються в результаті зниження ЕДП перед початком перетворення.

Детально розглянуті особливості зміни схеми напруженого стану від напрямку розщеплення частинних дислокацій у плоскому їх скупченні.

На підставі отриманих експериментальних даних, всупереч існуючим в літературі висновкам, уперше показано, що дефект пакування не є зародком -фази. Він представляє тільки той «будівельний» матеріал, за допомогою якого вона може бути сформована. Отримані результати дозволили запропонувати механізм ® мартенситного перетворення (рис. 9). Основними його елементами є два процеси: виникнення плоского дислокаційного скупчення в умовах зменшення модуля зсуву та наступне упорядковане розщеплення дислокацій цього скупчення в одному із напрямків типу [112] внаслідок зниження ЕДП аустеніту. Відзначено, що подібний механізм, очевидно, реалізується при утворенні всього класу політипних (багатошарових) структур, формування котрих пов'язане з появою упорядкованих систем дефектів пакування.

Далі наведені експериментальні результати, отримані при прямих спостереженнях в електронному мікроскопі оберненого ? мартенситного перетворення, які свідчать, що воно реалізується шляхом захлопування дислокацій в результаті підвищення ЕДП при нагріванні. Останнє приводить до утворення плоских дислокаційних скупчень, поодинокі дислокації яких рухаються в напрямку джерела, що генерувало їх при прямому ? перетворенні. Ці дані дозволили встановити, що фазонаклепаний стан аустеніту після ® перетворення формується в результаті прямого спадкування дефектної структури - фази у вигляді повних дислокацій. Ступінь фазового наклепу при цьому залежить від температури, швидкості і локальності нагрівання та охолодження. Показано, що в умовах швидкісного нагрівання електронним пучком, щільність дислокацій у фазонаклепаному аустеніті може сягати 10¹¹см^-2. Це відповідає щільності повних дислокацій у плоскому дислокаційному скупченні, котра необхідна для утворення - фази при прямому ? переході.

Запропоновано механізм оберненого ® перетворення, а також виявлено особливості поводження дислокаційної структури - фази в момент втрати стійкості її ґратки перед оберненим перетворенням.

Аналіз отриманих у другому і третьому розділі результатів свідчить про наявність загальних закономірностей у поведінці ґратки аустеніту при наближенні до температур ® і ® перетворень.

У першу чергу при наближенні до температур початку прямих ? і ? перетворень спостерігається втрата механічної стійкості аустеніту, що виявляється в зниженні модуля зсуву й ЕДП. Це супроводжується генерацією “свіжих” дислокацій, які рухаються відповідно поля чинних напруг в напрямку КЗН, що знаходяться в стані нестійкості. Показано, що визначальними в утворенні мартенситних фаз різноманітних морфологій є величина ЕДП сплавів на момент початку перетворення, а також рівень напружень запуску відповідних механізмів релаксації (ковзання, розщеплення або двійникування), носії яких беруть участь у зародженні і визначають морфологічні ознаки кристалів мартенситу.

Таким чином, встановлене Г.В. Курдюмовим явище активізації початковими стадіями пластичної деформації мартенситних перетворень обумовлено поліпшенням утворення незакріплених домішками (свіжих) дислокацій, що рухаються по кристалу і спроможні при зустрічі з КЗН, які знаходяться в стані нестійкості, сприяти зародженню мартенситних фаз. Відзначено, що автокаталітичність зародження - мартенситу може бути обумовлена як явищем генерації “свіжих” дислокацій у вершині кристалів, що утворились, так і активацією наявних дислокацій через виникнення потужних полів напружень від утворення перших мартенситних кристалів. У подібних умовах навантаження, спроможне сприяти запуску дислокаційних джерел, буде активізувати перетворення. Більші степені деформації, що вносять порушення в стан КЗН, а також піднімають рівень напружень ковзання, можуть тільки перешкоджати розвитку мартенситного перетворення.

Згідно з означеним, для утворення - мартенситу необхідна висока щільність дислокацій, упорядкованих у плоских дислокаційних скупченнях. Для зародження -мартенситної фази голчатої морфології достатньо однієї дислокації, що рухається, а натрапляючи на зародкову концентраційну неоднорідність в стані нестійкості, розщеплюється, поліпшуючи умови формування зародка за рахунок утворення елемента міжфазної поверхні.

Таким чином в результаті безпосередніх спостережень прямих і обернених мартенситних > і перетворень вперше отримано дані, які дозволяють поетапно з моменту втрати стійкості ґратки вихідних станів визначити місце і роль наявних і “свіжих“ дислокацій у зароджені нових фаз. Запропоновано відповідні моделі та розглянуті акомодаційні процеси при пристосуванні фаз та їх вплив на морфологію - мартенситу в умовах масивних зразків та тонких фольг.

Четвертий розділ присвячений одному з невирішених питань фізичного металознавства, пов'язаного з відсутністю експериментального підтвердження модельних уявлень про механізм рекристалізації як про процес, що має стадію зародження і наступного росту, на відміну від механізма Бюргерса-Кана-Котрелла, який припускає поступове збільшення розорієнтації фрагментів структури шляхом переміщення субграниць при полігонізаціїї. Щодо використання метода просвічувальної електронної мікроскопії тонких фольг для проведення прямих експериментів у цьому напрямку в літературі неодноразово стверджувалося про неможливість проведення в них рекристалізації без участі полігонізації. На прикладі прямих і непрямих спостережень в сплаві Г18 і Ст70 показано, що рекристалізація в тонких фольгах можлива, а вірогідність її розвитку пов'язана не стільки з товщиною фольги, скільки із рухомістю дислокацій, яка визначає розвиток альтернативного до рекристалізації явища полігонізації. При цьому велике значення для реалізації рекристалізації при прямих спостереженнях має швидкість нагрівання й охолодження. Деформований стан аустеніту створювався безпосередньо в тонкій фользі сплава Г18 в колоні мікроскопу за допомогою реалізації оберненого ? перетворення. В зв'язку з тим, що потужності пучка електронів у мікроскопі недостатньо для досягнення температури рекристалізації, було використано комбіноване нагрівання. Воно складалося з початкового прискореного підігріву фольги до температур ~350…400 C (інтервал ? перетворення) в мікропечі із наступним швидкісним нагріванням електронним пучком до температур 750…800 C. В результаті прямих спостережень вперше було встановлено, що зародки рекристалізації в тонких фольгах утворюються в умовах швидкісних локальних нагрівань електронним пучком як на поодиноких, так і на скупченнях дислокацій без участі полігонізації. Простежено розвиток зародків рекристалізації і показано, що їх форма в умовах невисокої щільності розташування дислокацій залежить від стадії процесу і особливостей розташування дислокації щодо поверхонь фольги (рис. 10).

При нормальному розташуванні дислокації до поверхонь фольги спостерігаються рекристалізаційні утворення круглої форми. Коли лінія дислокації лежить паралельно або під невеликим кутом до поверхонь, на стадії підростання зародки мають голкоподібну форму. При зародженні у випадку хаотичного розподілу дефектів підвищеної щільності спостерігаються переважно округлі рекристалізаційні утворення. Проаналізовано причини цього явища і зроблено висновок, що воно пов'язане з різним темпом падіння напружень навколо ядра дислокації вздовж її лінії і в пересічному до неї напрямку. Розглянуто співвідношення вірогідності процесів полігонізації і рекристалізації при підвищенні температури і швидкості нагрівання (рис. 11). Зроблено висновок про незалежність механізмів зародження рекристалізаційних центрів при швидкісному локальному нагріванні від механізму полігонізації.