Obrabotka Metallov 2013 No. 1

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ № 1 (58) 2013 61 ИССЛЕДОВАНИЯ ПО ФЦП 0,045 Дж/мм 2 ). Факт двойникования подтверж- ден при электронно-микроскопических исследо- ваниях (рис. 3). Следовательно, за счет высоких сжимающих напряжений при КГД в этих сталях при комнатной температуре достигаются крити- ческие скалывающие напряжения для двойнико- вания, которые часто невозможно реализовать в экспериментах по статическому растяжению и сжатию. После КГД стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C морфологические особенности двойников, лока- лизация деформации, упрочнение отличаются от таковых в стали Гадфильда. На светлопольных и темнопольных ПЭМизо- бражениях структуры стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C после КГД видно, что при N = 1...3 ширина двой- никовых пластин в пакетах и размер «ячеек», ограниченных двойниковыми ламелями, боль- ше, чем в стали Гадфильда: соответственно 5...15 и 350...500 нм в стали Fe-13Mn-1,3C; 100...320 и 450...700 нм в стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C. Сле- довательно, эффективное расстояние между двойниковыми границами в пакетах возраста- ет, и одновременно снижаются эффективность упрочнения и устойчивость двойниковой сетки к деградации. При N = 3...5 двойники фрагмен- тированы, но двойниковые границы наблюдают- ся по всему объему образцов (рис. 3, б, в ). Склонность к локализации пластического течения возрастает с ростом энергии дефекта упаковки при легировании стали Гадфильда алю- минием. В стали Fe-13Mn-1,3C процессы локали- зации подавлены, так как с самого начала дефор- мации образуется сетка двойников с расстоянием между границами в несколько нанометров. Общий анализ ПЭМ и оптических изобра- жений структуры кристаллов указывает на тот факт, что в стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C процес- сы макроскопической ротационной пластично- сти проявляются в большей мере, чем в стали Fe-13Mn-1,3C. Рефлексы на микродифракци- онных картинах для стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C существенным образом размыты (рис. 3), но не замыкаются в кольцо, как это часто наблюдается при деформации кручением. В монокристаллах Fe-13Mn-1,3C с ростом числа оборотов наблюдается максимальный рост микродеформации кристаллической ре- шетки и плотности дислокаций, а в стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C размеры ОКР изменяются с деформацией аналогичным образом, но микро- деформация кристаллической решетки и плот- ностьдислокацийвнейзаметнониже(рис. 2, в,г ). Это подтверждается и при исследовании упроч- нения исследуемых сталейприКГД: деформаци- онное упрочнение в стали Fe-13Mn-1,3C выше, чем в стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C, и за счет это- го она обладает самыми высокими значениями микротвердости после кручения (соответствен- но 7,8 и 6,3 ГПа при N = 5). Одним из факторов, способствующих накоплению дефектов в стали Fe-13Mn-1,3C, является эффект динамическо- го деформационного старения, который также способствует накоплению высокой плотности дислокаций в стали Гадфильда [7]. С другой стороны, процессы аккомодации сдвига и дис- сипации энергии проявляются в виде локализа- ции течения в большей степени с увеличением энергии дефекта упаковки стали Гадфильда при легировании алюминием. Макроскопическая неустойчивость пластического сдвига связана с процессами релаксации и аккомодации сдвига и/или коллективными модами деформации. По- воротные моды являются одним из основных механизмов деформации металлических мате- риалов при больших и интенсивных пластиче- ских деформациях [1, 2]. Процессы локализо- Рис. 3. Электронно-микроскопические светлопольные изображения структуры монокристаллов стали Fe-13Mn-2,7Al-1,3C после КГД при Т = 23 ºС: а – N = 1; б – N = 3; в – N = 5