УДК 621.039.0531:546.291:669.017.3
ИССЛЕДОВАНИЕ МАРТЕНСИТНОГО g®a¢-ПРЕВРАЩЕНИЯ
В АУСТЕНИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ ХРОМОНИКЕЛЕВОЙ СТАЛИ, ИМПЛАНТИРОВАННОЙ ГЕЛИЕМ
О.П. Максимкин, К.В. Цай, Н.В. Щербинина
Средствами просвечивающей электронной микроскопии исследованы особенности образования a¢-мартенситной фазы под действием внутренних и внешних напряжений в образцах аустенитной нержавеющей стали 12Х18Н9Т, где предварительно облучением α-частицами через маски были соз-даны зоны с гелиевыми порами и без гелия. Показано, что зарождению мартенситной фазы предшест-вуют образование ячеистой дислокационной структуры и пересечение лент дефектов упаковки.При этом зародыши мартенситной фазы локализовались преимущественно на границах между облучен-ными и необлученными зонами.
INVESTIGATION OF g®a¢ MARTENSITIC TRANSFORMATION IN CHROMIUM-NICKEL STAIN-LESS STEEL IMPLANTED WITH HELIUM. O.P. MAKSIMKIN, K.V. TSAI, N.V. SCHERBININA. Us-ing the transmission electron microscopy, peculiarities of martensitic a¢-phase formation under internal and external stresses were investigated in specimens of austenitic stainless steel 12Cr18Ni9Ti, containing zones with helium pores and without helium preliminary created by a-particle irradiation through masks. It was shown that martensitic phase nucleation is preceded by formation of cellular dislocation structure and stack fault bands intersection. Martensite nuclei are predominantly localized at interfaces of irradiated and non-irradiated zones.

ВВЕДЕНИЕ
Мартенситное превращение g®a¢ (или g®e®a¢), протекающее в необлучен-ных метастабильных нержавеющих сталях, изучено к настоящему времени доста-точно подробно (например, [1]). Экспериментально обнаружено, что зарождение мартенситной a¢-фазы происходит на несовершенствах кристаллического строения, а кинетика превращения g®a¢ и количество a¢-фазы в значительной степени зави-сят от химического состава стали и параметров внешнего воздействия.
В то же время закономерности и особенности мартенситных превращений в ау-стенитных сплавах, облученных нейтронами и заряженными частицами,изучены сравнительно мало [2, 3]. В основном такие исследования связаны с имплантацией тяжелых ионов в приповерхностные слои металлических материалов[4—7]. Осо-бое внимание уделялось изучению имплантации гелия, что связано с важностью изучения механизмов радиационного распухания, блистеринга и высокотемпера-турного радиационного охрупчивания конструкционных материалов для термо-ядерных установок [8, 9]. Было обнаружено, в частности, что наличие в кристалли-ческой решетке радиационных дефектов и гелия способствует более эффективному образованию вторичных фаз — карбидов, нитридов и т.п. В нержавеющих хромо-никелевых сталях по этой причине аустенитная матрица обедняется углеродом и азотом, которые обладают аустенизирующими свойствами. В результате увеличи-вается вероятность частичного распада аустенита с образованием мартенсита при охлаждении или деформации. К нестабильности аустенита в приграничных облас-тях могут привести также процессы перераспределения легирующих элементов в процессе облучения стали. Вместе с тем отмечается [10, 11], что движущей силой мартенситного превращения при имплантации может явиться не изменение соста-ва, а возникновение в имплантированной зоне внутренних напряжений.
Мартенситная фаза, образующаяся в облученных нержавеющих сталях,пред-назначенных для изготовления элементов конструкций реакторов деления и в пер-спективе термоядерного синтеза, существенно влияет на физико-механические свойства данных материалов, что делает актуальным детальное исследование зако-номерностей образования и развития этой фазы. Одним из заслуживающих внима-ния вопросов является изучение особенностей мартенситныхg®a¢-превращений при наличии в облученных материалах гелия.
МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Объектом исследования служила хромоникелевая аустенитная нержавеющая сталь 12Х18Н9Т. Плоские стальные образцы для механических испытаний (0,3×3,5×10 мм) после аустенизации при 1323 К в течение 30 мин и охлаждения в воде облучали на изохронном циклотроне -У150 Института ядерной физики На-ционального ядерного центра Республики Казахстан α-частицами с начальной энергией 50 МэВ до максимальной концентрации гелия 1×10^–2 ат.%. Предваритель-но на облучаемую поверхность образца крепили непроницаемые дляα-частиц мас-ки или алюминиевые проволоки так, что в результате радиационного воздействия в

пределах рабочей части образца получали несколько различных зон:необлучен-ную, облученную «на прострел» и имплантированную гелием (рис. 1). Аналогичная схема «профильного» облучения с использованием проволочных фильтров была использована ранее для исследования фазово-структурных превращений в углеро-дистой [12] и нержавеющей [13] сталях.

a-частицы
50 МэВ


а б
Рис. 1. Схема облучения α-частицами образца стали12Х18Н9Т с использованием фильтров в виде проволок (а) и авторадиограмма стального образца после облучения (б)
Часть термообработанных образцов после облучения деформировали при ком-натной температуре со скоростью 0,5 мм/мин с одновременным измерением намаг-ниченности образца и количества ферромагнитной a¢-фазы с помощью феррозонда Ферстера (F-1053). В этом случае на рабочую часть образца крепили две симмет-рично расположенные маски шириной 2 мм из алюминиевой фольги так, что между ними оставалась незащищенная полоса образца шириной4 мм. Другую часть стальных образцов после облучения с использованием масок-проволок диаметром 1,5 мм отжигали 30 мин при 900 ^оС, а затем погружали в жидкий азот и охлаждали в течение 20 мин.
Структуру необлученных, а также облученных образцов, отожженных и затем охлажденных в жидком азоте,исследовали на просвет с помощью электронного микроскопа JEM-100CX. Для этого изготовили ПЭМ-объекты из плоского образца, характеризующегося неоднородным облучением по длине(рис. 2). ПЭМ-диски

Рис.	2.	Фрагменты про-				Фильтр
филей		облученного		Фильтр
стального образца (ввер-						а
ху) и приготовленного из			0,3 мм	в
него	ПЭМ-объекта (вни-					в
						б
зу): а — зона, облучен-
ная		-αчастицами «на
прострел» (50 МэВ); б —				в б		а
зона	стрегглинга гелия;		0,3 мм
в — необлученная зона

диаметром 3 мм утоняли методом односторонней струйной электрополировки до получения отверстия размером 20—50 мкм. В качестве оптимальных выбраны сле-дующий состав электролита и параметры полировки: 20 мл HСlO₄ + 70 мл C₂H₅OH + +70 мл C₃H₈O при температуре 15—16 °С, напряжение 13 В, сила тока 13 мА.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Установлено, что непосредственно после аустенизации, облучения и высоко-температурного (900 °С, 30 мин) отжига образцы из стали 12Х18Н9Т были немаг-нитными, в то же время после охлаждения в жидком азоте в них зарегистрировано наличие ферромагнитной фазы, которая, скорее всего, является a¢-мартенситом, имеющим ОЦК-решетку.
Как показали электронно-микроскопические исследования, облучение стали α-частицами через маску с последующей термообработкой образца при высокой температуре (900 ^оС) приводит к формированию на относительно небольшом уча-стке образца преимущественно двух типов микроструктуры:зоны, свободной от гелия, и зоны стрэгглинга (с гелиевыми порами). При этом существенного различия между необлученными участками материала и облученными«на прострел» не от-мечается, так как высокотемпературный отжиг приводит к исчезновению большин-ства нарушений регулярной структуры материала, возникающих при пролете быст-рых частиц. Отличием можно считать только лишь то,что в облученной «на про-стрел» зоне больше выделений вторичных фаз, чем в необлученной.
В результате электронно-микроскопических исследований стали, подвергнутой высокотемпературному отжигу и охлаждению в жидком азоте,в зонах, разделяю-щих необлученные и облученные участки образца, наблюдали зародыши, а также макроскопические образования мартенситной a¢-фазы различного вида. При этом
ее зародыши локализовались преимущественно в местах взаимного пересечения лент дефектов упаковки. Предполагается, что с момента возникновения они росли характерными уступами, образуя пластины с заостренными концами (рис. 3). Далее рост мартенситных пластин развивался в сторону зоны,содержащей гелиевые по-ры, вследствие наличия в ней внутренних напряжений. В отдельных зернах иссле-дуемого материала наблюдалось одновременно несколько разновидностей - пла стин, по морфологии близких к реечному мартенситу типа «баттерфляй», а также мартенситу в виде тетраэдрических нагромождений (рис. 4).
Согласно анализу электронограмм участок образца,изображенный на рис. 4, содержит три фазы, отличающиеся по своей структуре: g-аустенитную матрицу с ГЦК-решеткой, e-фазу с ГПУ-решеткой (e-мартенсит) и a¢-фазу с ОЦК-решеткой (a¢-мартенсит) (рис. 5). Образование этих фаз в стали 12Х18Н9Т (облучение α-частицами, пострадиационный отжиг, охлаждение в жидком азоте),по-видимому, имеет механизм, общий для всех метастабильных хромоникелевых не-ржавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки(ЭДУ), которые претерпе-вают мартенситное превращение при внешнем воздействии. В данном случае вели-чина ЭДУ, оцененная по известной формуле g_{20 °С} = [16,7 + 2,1(% Ni) –0,9(% Cr) + +26(% C)] МДж/м², оказалась равной 10 МДж/м².

0,3 мкм

0,8 мкм

Рис. 3. Зародыши a¢-фазы мартенсита на гра-

Рис. 4. Мартенситная структура в облученной

нице

необлученной

и

имплантированной

α-частицами стали 12Х18Н9Т (область вблизи

гелием областей стального образца

границы зон с гелиевыми порами и без них)

_a¢
e

a¢

e

0,2 мкм

Рис. 6. Микроструктура

стали

0,2 мкм

Рис. 5. Кристаллы мартенситных фаз в стали

12Х18Н9Т,

12Х18Н9Т,

темнопольное изображение (об-

облученной α-частицами, подвергнутой отжигу

ласть вблизи границы зон с гелиевыми пора-

(900 ºC, 30 мин) и охлажденной в жидком азоте

ми и без них)

(область без гелия)

Электронно-микроскопические исследования показали, что необлученные и облученные «на прострел» участки образца, расположенные вне зоны с гелиевыми пузырьками, характеризуются неоднородной микроструктурой. Некоторые зерна с ГЦК-структурой содержали только частицы вторичных фаз (карбидов и нитридов), тогда как другие — преимущественно ленты дефектов упаковки (рис. 6). Наблюда-лась также развитая дислокационная структура: от отдельных скоплений до сфор-мировавшейся сетчато-ячеистой структуры.

Можно предположить, что необходимым условием образования и накопления a¢-фазы в результате охлаждения до низких температур в имплантированных гели-

ем стальных образцах является пострадиационная термообработка при высоких температурах, достаточных для формирования в кристаллической решетке крупных гелиевых пор. При этом зарождение мартенситной фазы происходит без внешнего деформационного воздействия, только за счет внутренних напряжений,создавае-мых в результате неоднородного объемного сжатия материала при охлаждении. Очевидно, что эти напряжения будут максимальны на границах зон,имплантиро-ванных гелием и необлученных.

Образование a¢-мартенсита, причем в несколько большем количестве,чем в экспериментах с охлаждением, наблюдалось также в процессе статической одноос-ной деформации стальных образцов. Результаты механических испытаний приве-дены на рис. 7, где можно видеть синхронно зарегистрированные диаграмму растя-

Нагрузка, Н

900
800									0,30
700									0,25
								, %
600									0,20
								'-фазаa
500									0,15
400								артенситная	0,10
300
200									0,05
								М
100									0,00
0									-0,05
0	1	2	3	4	5	6	7		0	1	2	3	4	5	6	7
			Dl, мм									Dl, мм
			а									б

где, очевидно, вследствие локализации деформации содержаниеa¢-фазы быстро увеличивалось, образец в дальнейшем разрушился.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В результате применения профильной методики циклотронного облучения α-частицами через маски и последующего отжига (900 ^оС, 1 ч) в образце аустенит-ной нержавеющей стали 12Х18Н9Т образуются зоны с различным уровнем внут-ренних напряжений, минимальные в необлученных областях и максимальные в им-плантированных гелием. После охлаждения до –196 ^оС градиенты напряжений, ми-нимальные на границах этих зон, оказываются достаточными для того, чтобы ини-циировать образование и развитие мартенситного превращенияg®a¢ в аустенит-ной матрице.
На основании электронно-микроскопических исследований установлено,что зарождению a¢-фазы в метастабильной нержавеющей стали предшествует образо-вание ячеистой дислокационной структуры и пересечение лент дефектов упаковки. Зародыши a¢-фазы наблюдались преимущественно на границах облученных и не-облученных зон образца.
Магнитные измерения показали, что при растяжении стального образца, облу-ченного α-частицами через маски, пластическая деформация и ферромагнитная фа-за локализуются преимущественно на необлученном участке вблизи границы раз-дела с облученным.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. 
   Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Э.И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.
   

2. 
   Ибрагимов Ш.Ш., Максимкин О.П., Садвакасов Д.Х. — ФММ, 1990, № 7, с. 199—201.
   

3. 
   Takahashi H. et al. — J. Nucl. Mater., 1985, vol. 133—134, p. 566—570.
   

4. 
   Johnson E. et al. — J.Phys (F), 1982, vol. 43, № 12, р. С4509—–С4514.
   

5. 
   Leutenecker R. et al. — Mater. Sci. and Eng. A., 1989, vol. 115, p. 229—244.
   

6. 
   Vardiman R.G., Bolster R.N., Singer I.L. Ion implantat. — Proc. Mater. Res. Soc. Annual Meet. (Bos-ton, Mass. November 1981). New York c.a., 1982, p. 269—274.
   
7. 
   Sakamoto Isao et al. — J. Nucl. Instrum. and Meth. Phys. Res., 1991, vol. 59—60, pt. 2, p. 900—904.
   

8. 
   Johnson E. et al. — Ibid., 1989, vol. 39, № 1—4, p. .567—572.
   

9. 
   Hayashi N., Sakamoto I., Takahashi T. — J. Nucl. Mater., 1984, vol. 128—129, p. 756—759.
   

10. 
    Hayashi N. et al. — In: Proc. Intern. Conf. Martensit Transform (ICOMAT-86). (Nara. Aug. 26—30, 1986). Sendai, 1987, p. 533—544.
    
11. 
    Vardiman R.G., Singer I.G. — Mater. Letter., 1983, vol. 2, № 2, p. 152—154.
    

12. 
    Reutov V.F., Silniagina N.S., Turubarova L.G. — Scripta Met., 1993, vol. 29, p. 807—810.
    

13. 
    Максимкин О.П., Турубарова Л.Г., Тиванова О.В. — ВАНТ. Сер. Термоядерный синтез, 2001,
    

• 
  2, с. 62—68.
  

14. 
    Максимкин О.П., Челноков С.Ю. — Известия АН КазССР. Сер. Физ.-мат., 1985, № 6.
    

Статья поступила в редакцию 8 апреля 2003 г. Вопросы атомной науки и техники.

Сер. Термоядерный синтез, 2003, вып. 2, с. 73—79.