Пластичность и сверхпластичность высокоазотистых хромомарганцевых сталей

Пластичность и сверхпластичность высокоазотистых хромомарганцевых сталей

Н.А. Наркевич, Н.К. Гальченко, Ю.П. Миронов

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Приведены результаты исследования зависимости пластичности высокоазотистых сталей от их состава и режимов дисперсионного твердения при разных температурно-скоростных условиях деформирования. Показано, что с увеличением объемной доли частиц нитридной фазы усиливается проявление эффекта сверхпластичности.

Plasticity and superplasticity of high-nitrogenous chrome-manganese steels

N.A. Narkevich, N.K. Galchenko, and Yu.P. Mironov

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

The paper presents the investigation findings for the dependence of high-nitrogenous steel plasticity on their composition and dispersion hardening modes with various temperatures and rates of deformation. It is shown that an increase in the volume fraction of nitride-phase particles enhances the superplasticity effect.

1. Введение

В зависимости от режимов термической, механотер-мической обработок хромомарганцевых аустенитных сталей, легированных азотом, и способов их деформационного упрочнения формируются различные структурные состояния с присущим им комплексом механических свойств. Одним из важнейших свойств материала является пластичность, поскольку при ее низком уровне не обеспечивается необходимая надежность и долговечность деталей машин и механизмов, значительно усложняется процесс обработки давлением. Для разработки принципов регулирования пластичности необходимо учитывать следующие аспекты: во-первых, влияние множества структурообразующих факторов на поведение материала при последующей пластической деформации, во-вторых, влияние собственно условий деформирования — температуры, скорости, технологической схемы и т.д. Установлению связи между структурой и механическими свойствами и исследованию механизмов пластической деформации высокоазотистых

сталей посвящено достаточно много работ [1-10]. Настоящее исследование является продолжением этих работ и направлено на изучение влияния различных режимов дисперсионного твердения на пластичность высокоазотистых сталей, а также определение температурно-скоростных условий деформирования, позволяющих существенно ее повышать.

2. Материал и методики исследований

Химический состав в мас. % исследованных сталей, выплавленных в равновесных условиях в индукционной печи, приведен в таблице 1.

Полученные слитки ковали, затем закаливали от 1100 °С в воде и прокатывали с обжатиями е = 30, 50, 80 % при комнатной температуре. Часть материала после указанных степеней деформации подвергали старению при 700 °С в течение 1, 3, 5, 7, 10 часов и при 500, 600, 700, 800, 900 °С в течение 3 часов в муфельной печи типа СШОЛ. Пластичность оценивали по относительному удлинению 8 плоских образцов с размерами

© Наркевич H.A., Гальченко Н.К., Миронов Ю.П., 2004

Таблица 1

C Cr N Mn Si V S P

Сталь

1. Х17АГ18

2. Х17АГ18Ф

3. Х17АГ18Ф2

4. Х17АГ18Ф3

5. Х17АГ18Ф5

0.07 16.5 0.53

0.08 17.2 0.59

0.22 19.6 0.8

0.24 19.8 0.92

0.51 18.6 1.14

рабочей части 18 х3 х0.5 мм, вырезанных электроискровым способом. Испытания на статическое растяжение проводили на машине Іш^оп при скорости деформирования 4.62-10-4 с-1 и температуре 20 °С. Для определения коэффициента скоростной чувствительности напряжения течения т при повышенных температурах 9001000 °С использовали установку 1246Р-2/2500, ступенчато изменяя скорость деформирования в интервале 5 -10-5 - 2 -10-1 с-1. Коэффициент т определяли по методу Бэкофена [4]:

т = ц р2/ р1)

^(& 2/ & 1)’

где & 1 и &2 — скорости деформирования; Р1 и Р2 — соответствующие нагрузки при скоростях & 1 и 8 2.

3. Результаты и их обсуждение

После закалки все исследуемые стали имели аусте-нитную структуру с включениями частиц нитридов ванадия, за исключением стали Х17АГ18, не содержащей ванадия. Размер зерна в ванадийсодержащих марках сталей составлял 10-15 мкм, а в безванадиевой — 80100 мкм. В результате многопроходной холодной прокатки формируется сложная дислокационная структура [5, 10], преобразующаяся при последующем старении в ультрамелкодисперсную, с размером зерен 1-3 мкм, содержащую до 40 объемных процентов нитридной фазы [11]. Ранее [4] было показано, что старение стали Х17АГ18, предварительно прокатанной со степенями обжатия 8 < 80 %, идет с преобладанием прерывистого механизма выделения частиц нитридов хрома Сг2Ы. В ванадийсодержащих сталях уже после деформации на 8 = 50 % выделение частиц нитрида хрома идет преимущественно по непрерывному механизму в сочетании с непрерывным выделением частиц нитридов ванадия УЫ. Таким образом, в результате применения механо-термической обработки развивается либо комплексная реакция рекристаллизации и прерывистого распада, либо комплексная реакция рекристаллизации и непрерывного распада пересыщенного твердого раствора. Если помимо степени предварительной холодной прокатки варьировать температуру старения, то можно направленно влиять на дисперсность и объемную долю упрочняющей фазы.

18.8 0.52 - 0.013 0.02

18.0 0.51 0.86 0.014 0.02

19.71 0.83 1.92 0.006 0.02

21.3 0.69 2.52 0.007 0.03

18.98 1.22 4.7 0.008 0.03

Изменение пластичности в зависимости от режимов механотермической обработки показано на рис. 1. Видно, что степень предварительной холодной прокатки практически не влияет на относительное удлинение стали Х17АГ18 после старения в исследуемом температурном интервале. Необходимо отметить, что вопреки утверждениям авторов [2] не всегда старение по прерывистому механизму приводит к снижению пластичности. Данные рис. 1 это демонстрируют. Очевидно, пластичность определяется не столько механизмом распада аустенита при дисперсионном твердении, сколько размерами зерен, величиной пластинок нитрида хрома, а также межпластинчатым расстоянием, уменьшающимися вследствие применения механотермической обработки по сравнению с термической. Наибольший прирост пластичности достигается повышением температуры старения выше 600 °С, то есть в условиях одновременно идущих процессов рекристаллизации и выделения упрочняющей фазы. При температуре 500-600 °С рекристаллизация запаздывает по отношению к дисперсионному твердению [4], и этой стадии изменения дислокационной структуры может соответствовать возврат. Максимальные значения относительного удлинения 35-40 % были получены в стали Х17АГ18, предварительно прокатанной и состаренной при 900 °С. У обработанных аналогичным образом ванадийсодержаших сталей, в частности Х17АГ18Ф, пластичность не пре-

1 1 1 1 1 т і і Л 1 1 /±-

1 1 /Jm 1 1 і і +

1 1 + s 1 1 1 А. _ 1

'ту / УС) 1 JT У X 1 /щ/ / I I / і і

! ! от / У\ і і

- ~\ н 1 1 1 '

г ! 2^Г Г

и Г"

500 600 700 800 t, °С

Рис. 1. Зависимость относительного удлинения 5 от температуры старения сталей Х17АГ18 (1) и Х17АГ18Ф (2) после закалки от 1100 °С, холодной прокатки на 30 (•), 50 () и 80 % (О) и старения в течение 3 часов

Рис. 2. Зависимость относительного удлинения 5 от длительности старения при 700 °С сталей Х17АГ18 (о) и Х17АГ18Ф (•) после закалки от 1 100 °С и прокатки с обжатием 8 = 50 %

вышает 15%. Существенного повышения пластичности сталей с ванадием не дает и увеличение длительности старения (рис. 2). Выдержка более 3 часов стали Х17АГ18 приводит к перестариванию, огрублению структуры и, как следствие, снижению пластичности. Результаты исследований [2], где для повышения пластичности авторы использовали горячую ковку и прокатку, хорошо согласуются с нашими.

Анализ деформируемости высокопрочной легированной ванадием стали после механотермической обработки показал, что зависимость пластичности от температуры испытаний имеет вид кривой с максимумом (рис. 3). Предел прочности с увеличением температуры испытаний непрерывно падает. Сочетанию высоких значений пластичности (5 = 240 %) и предела прочности (а в = 580 МПа) соответствует температура испытаний 950 °С. Таким образом, повышение температуры деформирования выше 950 °С нецелесообразно, так как замет-

ное укрупнение зерен, вызванное частичным растворением частиц нитридов, снижает пластичность сталей.

Зависимость пластичности высокоазотистых сталей от содержания ванадия и, следовательно, объемной доли нитридной фазы, определенная при оптимальной температуре испытаний, показана на рис. 4. Оказалось, что повышение содержания ванадия от 1.92 до 4.7 % и азота от 0.8 до 1.14 % повышает пластичность от 42 до 157.3 % в случае испытаний деформационно-упрочненных сталей и от 43 до 239 % при испытаниях сталей после механотермической обработки. В наибольшей мере эффект сверхпластичности выражен в стали Х20АГ20Ф5. При низких температурах деформирования, исключающих рекристаллизацию, увеличение объемной доли нитридных фаз в высокоазотистых сталях приводит к повышению прочностных характеристик (предела прочности, предела текучести, коэффициента деформационного упрочнения) и снижению пластичности [6, 7]. Согласно [12], увеличение объемной доли упрочняющей дисперсной фазы обеспечивает высокую прочность двухфазных сплавов при низких температурах формоизменения и проявление эффекта сверхпластичности при горячей деформации. В нашей работе в исследуемых материалах предварительной обработкой задавалась структура с различной объемной долей частиц нитридов. В первом случае в холодноде-формированных сталях их объемная доля не превышала 5 %. Это первичные частицы нитридов ванадия, размерами 0.15-0.8 мкм, образующиеся при охлаждении слитков и не растворяющиеся при последующей термообработке. В процессе холодной прокатки с обжатием 8 = 50 % формируется дислокационная структура с высокими непрерывными и дискретными разориентиров-ками в аустенитной матрице, содержащей множество деформационных двойников [5, 10], при этом в структуре нитридов ванадия наблюдаются лишь отдельные

МПа'

700

600

500

900

1 1 1 1 1 1 Т 1 А 1

+ 1 '/0о

L \ 1

- / і У г \т 1 і і -1- \ і \ і N

і г і і і і і Ч і

_ і і і і і 1

'5, %

200

100

940

980 t, °С

Рис. 3. Зависимость механических свойств стали Х20АГ20Ф3, предварительно закаленной от 1100 °С, прокатанной с обжатием 8 = 50% и состаренной при 700 °С в течение 1 часа, от температуры испытаний

Ö, %

200 -

100 -

- і і і і і і j

г г г У г

- і /

L і /  / L

. X / 1 у \ 2 / 1

- / х / Сг 1 г і 1 1 1*^ і

Чг А——і г і і 1 1 г г і і і і і і і і і і 1 1 1 Г і—-—

1

4 V, мае. %

Рис. 4. Зависимость относительного удлинения 5 высокоазотистых сталей, испытанных при 950 °С, после обработок по схемам: закалка от 1100 °С + холодная прокатка с 8 = 50 % + старение при 700 °С в течение 1 часа (1) и закалка от 1100 °С + холодная прокатка с 8 = = 50% (2) от содержания в них ванадия

Рис. 5. Структура стали Х17АГ18Ф после закалки от 1 100 °С и холодной прокатки с 8 = 50 % с электронограммой от этого участка

дислокации (рис. 5, а). Во втором случае холоднодефор-мированные стали старили, при этом формировалась ультрамелкозернистая структура с размерами аустенит-ных зерен < 3 мкм с первичным частицами нитридов ванадия и вторичными выделениями глобулярных частиц нитридов хрома и ванадия. В результате такой обработки объемная доля нитридных частиц увеличивается до ^ 30 % (рис. 5, б). В работах [8, 11] показано, что после длительного, порядка 100 часов, отжига такая структура подобна «микродуплексной».

Эффект сверхпластичности в исследуемых сталях проявляется при определенных температурно-скоростных условиях деформирования. Оптимальная скорость деформирования, соответствующая максимальному значению т, с увеличением содержания ванадия и азота

возрастает (рис. 6). Повышение температуры деформирования от 900 до 950 °С приводит к росту показателя т, оптимальная скорость деформирования при этом также увеличивается. Выявленные закономерности касаются ванадийсодержащих сталей, как деформационно-упрочненных, так и подвергнутых механотермичес-кой обработке перед высокотемпературными испытаниями.

На основании исследования деформационного рельефа можно предположить, что одним из главных процессов, обеспечивающих основной вклад в общее удлинение, является зернограничное проскальзывание и проскальзывание по межфазным границам. Величина межзеренного сдвига в зоне разрушения, определенная по разности фокусировки на соседние зерна по мето-

Рис. 6. Зависимость показателя скоростной чувствительности т от скорости деформирования при 900

дике [13], составляет 1-2 мкм, то есть по величине соизмерима с размерами самих зерен. Исследование следов деформации в зернах металлографическим методом из-за малых размеров зерен оказалось невозможным. Из анализа диаграмм деформирования можно предположить, что определенный вклад в общую деформацию вносит двойникование. Предположение основано на наблюдаемой характерной зубчатости диаграмм растяжения, полученных при всех исследованных температурах. Ранее проявление прерывистой текучести мы наблюдали при деформировании стали Х23АГ19Ф при комнатной температуре на образцах со значительно большими размерами зерен от 10 до 100 мкм [9].

Полученные высокие значения пластичности (до 239 %) и показателя скоростной чувствительности напряжения течения т (до 0.45-0.5) в ванадийсодержащих сталях обусловлены, по-видимому, несколькими факторами, одним из которых является повышенная диффузионная подвижность атомов азота, имеющих малый радиус атома и занимающих позиции внедрения в решетке аустенитной матрицы. Кроме того, диффузионные процессы наиболее полно и эффективно протекают в этих материалах в силу самой природы дисперсно-упрочненных сталей, в которых при деформировании возникают более значительные напряжения, чем в однофазных материалах [12]. Причем, с увеличением объемной доли нитридной фазы увеличивается протяженность межфазных границ, что обусловливает действие значительных напряжений. На заключительной стадии сверхпластической деформации по границам раздела матрица - нитрид из-за существенных различий в их механических свойствах образуются поры. Возможно, появление пор обеспечивает условия для более легкого, чем в сплошном поликристалле, зернограничного проскальзывания [8, 14], хотя по данным [15] проскальзывание по межфазной большеугловой границе возможно и соответствует классическим представлениям о механизмах деформации.

4. Заключение

Резюмируя, можно сказать, что максимальные значения пластичности в ванадийсодержащих аустенитных высокоазотистых сталях получаются при температуре деформирования 950 °С. Проявление эффекта сверхпластичности выражается тем больше, чем больше объемная доля дисперсных частиц нитридной фазы. Относительное удлинение 5 и величина показателя скоростной чувствительности напряжения течения т в предварительно состаренной стали выше, чем в случае развития дисперсионного твердения непосредственно

в процессе высокотемпературного деформирования. По-видимому, это связано со стабилизирующим величину зерна влиянием частиц нитридов, выделяющихся при старении при 700 °С. При 950 °С рекристаллизация значительно опережает процесс дисперсионного твердения, инкубационный период зарождения нитридов значительно больше, а скорость их роста меньше, чем при 700 °С.

Литература

1. Банных O.A., БлиновВ.М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные

ванадийсодержащие стали. - М.: Наука, 1980. - 196 с.

2. Блинов В.М., Пойменов И.Л., Куликова О.И., Карелин Ф.Р., Шурыг-гина И.А., Глебов В.В., Каленихин Ю.Н. Влияние горячей деформации на структуру и механические свойства высокоазотистых немагнитных сталей / Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. - М.: Наука, 1986. - 204 с.

3. Гольдштейн Я.Е., Шелест А.Е., Хисматуллина И.С. Структура свойства и перспектива применения хромомарганцевых сталей с неравновесным содержанием азота / Структура и физико-механические свойства немагнитных сталей. - М.: Наука, 1986. - 204 с.

4. Зуев Л.Б., Дубовик H.A. Формирование структуры при отжиге деформированных сталей Х17АГ18 и Х17АГ18Ф // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1991. - № 2. - С. 14-17.

5. Дубовик H.A., Зуев Л.Б. Эволюция дислокационной структуры в высокоазотистых аустенитных сталях // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1992. - № 4. - С. 34-37.

6. Дубовик H.A., Зуев Л.Б., Пак В.Е. Влияние режимов механотерми-

ческой обработки на коэффициент деформационного упрочнения аустенитных сталей с азотом // Изв. вузов. Черная металлургия. -1997. - № 12. - С. 35-37.

7. Зуев Л.Б., Дубовик H.A., Пак В.Е. О природе упрочнения высокоазотистых сталей на основе железохромомарганцевого аустенита // Изв. вузов. Черная металлургия. - № 10. - С. 61-64.

8. Гальченко H.K., Строкатов Р.Д., Радашин М.В. Сверхпластичность высокоазотистых аустенитных сталей // Металлы. - 1999. -№ 3. - С. 91-94.

9. HркевичH.A., Гальченко H.K., Aндреева Е.И. О влиянии скорости деформирования на прерывистую текучесть и механические характеристики высокоазотистой стали // Проблемы прочности. -2003. - № 5. - С. 136-141.

10. Литовченко И.Ю., Тюменцев A.H., Пинжин Ю.П., Гирсова С.Л., Hестеренков В.A., Овчинников С.В., Строкатов Р.Д., Дубовик H.A. Особенности переориентации кристаллической решетки и механизм локализации деформации в высокоазотистых аустенитных сталях в условиях их фазовой нестабильности в полях неоднородных напряжений // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 3. - С. 5-14.

11. Полетика И.М., Суховаров В.Ф., Панин В.Е., Тимофеев В.H. Исследование процессов распада и рекристаллизации в высокоазотистых хромоникелевых сталях // ФММ. - 1984. - Т. 57. - С. 981984.

12. Шоршоров М.Х., Тихонов A.С., Булат С.И., Гуров К.П., Hдираш-вили H.K, Aнтиnов В.И. Сверхпластичность металлических материалов. - М.: Наука, 1973. - 220 с.

13. Кайбышев O.A. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия, 1975. - 280 с.

14. Кузнецова Р.И., Жуков H.H. Порообразование при сверхпластичности // ФММ. - 1977. - Т. 44. - Вып. 6. - С. 1277-1281.

15. ДжифкинсР.К. Атомный механизм разрушения. - М.: Металлург-издат, 1963. - 593 с.