Повышение прочностных характеристик конструкционной стали ЭК-181 на основе многоуровневого подхода физической мезомеханики

Повышение прочностных характеристик конструкционной

стали ЭК-181 на основе многоуровневого

подхода физической мезомеханики

A.B. Панин, М.В. Леонтьева-Смирнова1, В.М. Чернов1,

В.Е. Панин, Ю.И. Почивалов, E.A. Мельникова

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им. A.A. Бочвара», Москва, 123060, Россия

На основе многоуровневого подхода физической мезомеханики разработан метод упрочнения конструкционной стали ЭК-181 путем создания в поверхностных слоях полосовой фрагментированной структуры. Вскрыты новые механизмы деформации стали ЭК-181 на мезомасштабном уровне, которые хорошо согласуются с теорией «шахматного» распределения напряжений на интерфейсе «упрочненный поверхностный слой - подложка». Предложен метод стабилизации упрочненного поверхностного слоя для работы стали при температурах до 700 0С.

Strength enhancement of structural steel EK-181 based on the multilevel approach of physical mesomechanics

A.V. Panin, M.V. Leontyeva-Smimova1, V.M. Chernov1,

V.E. Panin, Yu.I. Pochivalov, and E.A. Melnikova

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 A.A. Bochvar All-Russian Research Institute of Inorganic Materials, Moscow, 123060, Russia

Based on the multilevel approach of physical mesomechanics, we have developed a method for hardening of structural steel EK-181 (in the Russian designation) through the formation of a banded fragmented structure in its surface layers. Novel deformation mechanisms in steel EK-181 at the mesoscale level are disclosed. They agree well with the theory of a chessboard-like stress distribution at the “hardened surface layer - substrate” interface. We propose a method of stabilizing the hardened surface layer for the steel working at temperatures up to 700 °C.

1. Введение

В работах [1-3] обнаружен новый механизм упрочнения металлических поликристаллов, основанный на наноструктурировании поверхностных слоев образцов и их последующем отжиге ниже температуры рекристаллизации. Для малоуглеродистой стали Ст3 подобная обработка поверхностного слоя приводит к одновременному возрастанию в 1.5 раза как характеристик прочности, так и пластичности материала [3]. Данный метод упрочнения связан с эффектом «шахматной доски» на интерфейсе «наноструктурированный поверхностный слой - подложка», который обусловливал квазиоднородное распределение напряжений и деформаций в поверхностном слое и задерживал воз-

никновение макролокализации деформации образца с образованием шейки и последующим разрушением материала.

В случае высокопрочных конструкционных сталей наличие в них большого количества легирующих элементов, а также возможность полиморфного превращения могут существенным образом изменять эффект наноструктурирования, приводя, в частности, к нежелательному снижению пластичности материала. В данной работе исследовано влияние субмикрокристаллической структуры поверхностных слоев на характер пластической деформации и механические свойства высокохромистой стали ЭК-181, находящейся в различных структурных состояниях.

© Панин A.B., Леонтьева-Смирнова М.В., Чернов В.М., Панин В.Е., Почивалов Ю.И., Мельникова Е.А., 2007

Таблица 1

Химический состав стали ЭК-181

С Si Mn Cr Ni Mo W V Nb Ta B N Ti Zr Cu Co

0.1-0.2 0.3-0.5 0.5-0.8 10-12 0.1 0.01 1.2 -1 .2 0 0.01 0.05-0.2 0.003-0.006 0.02-0.15 0.03-0.3 0.05-0.2 0.1 0.01

2. Материалы и методика эксперимента

В работе исследовали образцы ферритно-мартенсит-ной стали ЭК-181 (состав стали приведен в табл. 1), находящиеся в отожженном, закаленном и состаренном состояниях. Отжиг проводили при 800 °С в течение 1 ч. Нагрев под закалку осуществляли при 1080 °С в течение 1 ч, старение — при 720 °С в течение 3 ч с охлаждением на воздухе.

Предварительно отожженные, закаленные или состаренные образцы стали ЭК-181 подвергали ультразвуковой механической обработке (рис. 1), позволяющей сформировать в поверхностных слоях субмикрокрис-таллическую структуру. Ультразвуковое воздействие как с одной, так и с двух сторон пластины выполняли на установке ИЛ-4 путем возбуждения в обрабатывающем инструменте ультразвуковых колебаний. Обрабатывающим инструментом является стержень из твердого сплава ВК диаметром 5 мм со сферическим закруглением на конце. Амплитуда и частота колебаний рабочей поверхности волновода составляли 15 мкм и 24кГц соответственно. Деформирующий инструмент прижимали к поверхности обрабатываемой пластины со статической нагрузкой 200 Н. Толщина пластин составляла 2.0 и 0.8 мм, глубина модифицированного поверхностного слоя — 100, 200 и 300 мкм. Таким образом, доля структурно-модифицированного слоя в объеме образца варьировалась от 5 до 50 %.

С целью стабилизации субмикрокристаллической структуры поверхностного слоя образцы стали ЭК-181 подвергали ионно-плазменному азотированию. Ионное азотирование выполняли в плазме тлеющего разряда при температуре 600 °С в течение 5 и 20 мин.

Образцы для исследований были изготовлены методом электроискровой резки в форме двусторонней лопатки с размерами рабочей части 3 Х1.6 X 28 и 3 X 0.8 X 28 мм3 (для растяжения), в форме пластин — 4 х6 Х0.6 мм3 (для сжатия). Для снятия дефектного слоя, возникшего в результате резки, полученные образцы подвергали механической шлифовке.

Для оценки термической стабильности субмикро-кристаллических поверхностных слоев образцы стали ЭК-181 отжигали в течение 50 ч в атмосфере аргона ВЧ при температурах 600 и 700 °С.

Дефектную субструктуру и фазовый состав исследуемых образцов определяли методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг на просвечивающем электронном микроскопе ЭМВ-100Б при ускоряющем напряжении 100 кВ. Рентгеноструктурный анализ проводили с помощью дифрактометра Shimadzu

XRD6000. Применяли характеристическое излучение CuKa. Анализ фазового состава, размеров областей когерентного рассеяния, внутренних упругих напряжений проведен с использованием баз данных PCPDFWIN, а также программы полноформатного анализа Powdercell 2.4.

Механические испытания на растяжение и сжатие проводили в интервале температур 20-700 °С со скоростью нагружения 0.2 мм/мин на испытательной машине Instron. Измерения микротвердости Нц объемных образцов выполняли на микротвердомере ПМТ-3 с использованием пирамидки Виккерса. Нагрузка на ин-дентор составляла 50 г.

Развитие деформационного рельефа нагруженных образцов изучали с помощью оптического микроскопа Zeiss Axiovert 25СА, снабженного устройством DIC для получения дифференциально-интерференционного контраста, растрового электронного микроскопа Tesla BS300, а также сканирующего туннельного микроскопа Nanometr-1.

3. Экспериментальные данные

3.1. Влияние исходного структурного состояния стали ЭК-181 на эффект ультразвуковой обработки

Поскольку сталь ЭК-181 имеет сложную термическую обработку (закалка + старение), то первоначально был проведен поиск оптимального совмещения термической и ультразвуковой обработок, позволяющего по-

Рис. 1. Схема последовательности проведенных обработок стали ЭК-181

Щшщ

ІІИрІІ дії тШш^Ш

¥ 4

k* 1 мкм 1 1 ш*тшЩ

Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения поверхностного слоя образцов стали ЭК-181: закалка, ультразвуковая обработка

лучить максимальный эффект повышения механических свойств данной стали за счет создания субмикро-кристаллических поверхностных слоев.

3.1.1. Исследование микроструктуры

Металлографические исследования показали, что в результате закалки стали ЭК-181 в материале формируется структура пластинчатого мартенсита (длина пластин достигает ~60 мкм). Последующая ультразвуковая обработка приводит к измельчению пакетов мартенсита до ~10 мкм. Детальные исследования с помощью электронного микроскопа свидетельствуют об образовании в поверхностных слоях стали ЭК-181 субмик-рокристаллической структуры со средним размером фрагментов 0.2- 0.3 мкм (рис. 2, а).

В процессе старения в стали ЭК-181 формируется ферритная матрица, сохранившая структурную ориентацию мартенсита в закаленном состоянии. Наблюдаются кристаллы а-фазы, располагающиеся параллельными рядами (бывший пакетный мартенсит), либо отдельно расположенные крупные кристаллы (бывший пластинчатый мартенсит). Размер зерен в поперечном сечении колеблется от 0.2 до 0.9 мкм и в продольном — от 0.3 до 3 мкм (рис. 2, б). При этом выявляются и «наследованные» из высокотемпературной области (нагрев под закалку) бывшие аустенитные зерна.

Основными процессами при старении стали ЭК-181 являются распад пересыщенного твердого раствора и карбидные превращения. Образовавшиеся при старении карбидные частицы имеют разнообразную форму и располагаются как внутри, так и на границах мартен-ситных пластин и реек. В большинстве случаев местами выделения частиц являются внутрифазные границы (границы зерен, кристаллов, фрагментов). Форма частиц определяется местами их зарождения, условиями роста и может быть пластинчатой, сфероидальной или глобулярной. Главным образом наблюдаются частицы М23С6, карбидов ванадия VC, V2C, ^,С3 и V8C7. Размер частиц в среднем составляет 0.1 мкм, а расстояние между соседними частицами лежит в пределах 0.2- 0.5 мкм.

Частицы карбида М23С6, как правило, возникают на границах мартенситных кристаллов. Частицы карбидов ванадия могут находиться внутри мартенситных пластин или в зернах а-феррита. Ультразвуковая обработка закаленных и состаренных образцов приводит к измельчению мартенсита и формированию субмикрокристал-лической структуры. Аналогичное разрушение пакетного мартенсита в результате ультразвуковой обработки среднеуглеродистых сталей мартенситного класса в закаленном и состаренном состоянии наблюдалось в работе [4].

3.1.2. Исследование характера пластической деформации

Необходимость выполнения условия совместности деформации поверхностного слоя и объема материала обусловливает неоднородность пластического течения образцов стали ЭК-181 в процессе одноосного растяжения. Использование сканирующего туннельного микроскопа, сочетающего высокое разрешение и возможность сканирования больших площадей, позволяет обнаружить в процессе нагружения отожженных, а также закаленных и состаренных образцов стали ЭК-181 мезо-полосы локализованной пластической деформации шириной ~50-60 мкм (рис. 3, а, в). Ультразвуковая обработка усиливает степень локализации деформации за счет увеличения различия механических свойств поверхностного слоя и объема материала. Ширина мезо-полос в субмикрокристаллическом поверхностном слое оказывается существенно больше, чем в необработанном материале, и составляет 80-100 мкм, а их высота не превышает 6-7 мкм (рис. 3, б). Мезополосы появляются одновременно на всей поверхности образца. С ростом степени деформации размеры мезополос постепенно увеличиваются и они становятся более ярко выраженными.

3.1.3. Измерение микротвердости

Измерение микротвердости поверхностного слоя образцов стали ЭК-181 показало, что ультразвуковое

• •• і A. -

Wi

**V *

Чг ü;

' ....

KU

fr

m

ІШ;»

/щр f

1 üü мкм 11 1 mi t. 100 мкм 1 1 4 і ш' *

лі

U

bü мкм I----------1

Рис. 3. Изображения поверхности нагруженных образцов стали ЭК-181, растяжение, є =19 (а, 6) и 20 % (б): а — отжиг; 6 — отжиг + ультразвуковая обработка; в — закалка, старение. Сканирующая туннельная микроскопия

воздействие приводит к росту величины Hц во всех структурных состояниях материала (рис. 4). Вследствие измельчения зерна под действием ультразвуковой обработки микротвердость Нц на поверхности отожженных образцов увеличивается с 2 500 до 3 600 МПа. Выделение мартенситных ламелей в процессе закалки стали ЭК-181 сопровождается увеличением микротвердости до 3 800 МПа. Последующая ультразвуковая обработка обусловливает рост микротвердости в поверхностном слое до 5 000 МПа. Аналогичный эффект ультразвукового воздействия наблюдается и в состаренных образцах. Глубина упрочненного слоя для всех исследованных образцов оказывалась одинаковой и не превышала 300 мкм.

3.1.4. Диаграммы нагружения

Анализ кривых «напряжение - деформация» образцов стали ЭК-181 (рис. 5) показал, что независимо от структурного состояния материала создание субмикро-кристаллического поверхностного слоя приводит к увеличению пределов текучести и прочности исследуемой стали при одновременном снижении пластичности. В работе было предложено выполнять ультразвуковую обработку между закалкой и старением. Во-первых, это

позволит значительно снизить внутренние напряжения, возникающие в процессе ультразвукового воздействия. Во-вторых, последующее старение должно быть завершающей стадией термической обработки данной стали. Далее представлены результаты исследований образцов стали ЭК-181, подвергнутых закалке, промежуточной ультразвуковой обработке и последующему старению.

3.2. Развитие локализации пластической деформации на мезоскопическом уровне в субмикрокристаллических поверхностных слоях стали ЭК-181

При нагружении образцов, подвергнутых промежуточной ультразвуковой обработке, на всей рабочей части образца формируется многоуровневая структура мезо-полос экструдированного материала, ориентированных по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений. В процессе пластической деформации размеры мезополос непрерывно возрастают. Так, при деформации 2 % ширина мезополос составляет 10 мкм и увеличивается до 50 мкм при степени деформации 10 % (рис. 6).

Анализ изображений сканирующей туннельной микроскопии свидетельствует о том, что характер зависи-

Рис. 4. Значения микротвердости на поверхности образцов стали ЭК-181, подвергнутых различным видам обработок

Рис. 5. Кривые «напряжение - деформация» образцов стали ЭК-181, растяжение при комнатной температуре: 1 — отжиг; 2 — отжиг, ультразвуковая обработка; 3 — закалка; 4 — закалка, ультразвуковая обработка; 5 — закалка, старение; 6—закалка, старение, ультразвуковая обработка

1

:ж і 9

чч: :* ;¡

il

»•Vo

-'к

tí 11

!

4.

wl

i»;ü; ¿іЩі!” ;!*

5G мкм I----------1

VJ b ’A# в

^^4 - і, 4

: r < S

‘ 4XSN

—i І Дмм

i

i L-Jt- I

£ > %i, '  * • > ' 1 Al

1

r

i»

Рис. 6. Изображения поверхности образцов стали ЭК-181, подвергнутых промежуточной ультразвуковой обработке; глубина упрочненного слоя — 300 мкм; растяжение 8 = 2 (а), 4 (б), 6 (в), 8 (г), 10 % (д). Сканирующая туннельная микроскопия

мости ширины мезополос от степени деформации является линейным (рис. 7). Поскольку экструзия мезополос в модифицированном поверхностном слое может быть связана с распределением напряжений на интерфейсе «поверхностный слой - подложка», был специально исследован данный вопрос. Согласно теории [5-9], распределение напряжений на интерфейсе «по-

верхностный слой - подложка» является периодическим и период этого пространственного распределения линейно зависит от толщины поверхностного слоя. В соответствии с этим предсказанием теории, были исследованы образцы стали ЭК-181, имеющие различную толщину упрочненного слоя.

Рис. 7. Зависимость ширины мезополос локализованной деформации от степени деформации

Рис. 8. Распределение микротвердости по глубине образцов стали ЭК-181, подвергнутых закалке, ультразвуковой обработке и старению; глубина упрочненного слоя: 100

V* V

kJ

Ч *' ~

bü мкм В

Шл

Hvi

г1,,««,

•: ^ *

.1 '.....

1  ;* ^ " * ' ..>f

,»* 1 V i t

t '• \.

,¿.-1 V •

bü мкм I------------1

Рис. 9. Изображения образцов стали ЭК-181, подвергнутых промежуточной ультразвуковой обработке; глубина упрочненного слоя: 100 (а), 200 (б) и 300 мкм (в); растяжение: Е = 17 (а), 16 (б) и 10 % (в). Толщина образцов — 1.6 мм. Сканирующая туннельная микроскопия

3.3. Зависимость размера мезополос локализованной деформации от толщины упрочненного поверхностного слоя

3.3.1. Измерения микротвердости

Изменение мощности ультразвукового воздействия позволяет в широких пределах варьировать глубину упрочненного слоя и микротвердость. В случае, когда глубина упрочненного слоя не превышает d = 100 мкм, значение Hц на поверхности образцов достигает

3 800 МПа. При увеличении глубины модифицированного поверхностного слоя до 300 мкм микротвердость возрастает до 4 200 МПа (рис. 8).

3.3.2. Исследование мезоскопической субструктуры в модифицированном поверхностном слое

при пластической деформации

Проведенное в настоящей работе экспериментальное исследование подтвердило предсказание тео-

рии [5-9], что размеры мезополос экструдированного материала определяются глубиной субмикрокристал-лического поверхностного слоя. Как при одноосном растяжении, так и при сжатии образцов при глубине слоя 100 мкм ширина мезополос не превышает 25 мкм (рис. 9, а и 10, а). При увеличении глубины модифицированного слоя до 200 мкм размеры мезополос возрастают до 30-40 мкм (рис. 9, 6 и 10, 6). Наконец, когда глубина упрочненного слоя составляет 300 мкм, ширина мезополос достигает 60 мкм (рис. 9, в и 10, в). Как видно из рис. 11, независимо от вида нагружения и от толщины образца наблюдается линейная зависимость ширины поверхностных мезополос локализованной деформации от толщины упрочненного слоя. Этот результат убедительно свидетельствует о связи развития мезо-полос экструдированного материала в модифицированном поверхностном слое деформируемого образца с распределением напряжений на интерфейсе «поверхностный слой - подложка».

f-s. . ¡"«tail Ф-І

И

fr

4ü мкм I------------1

Рис. 10. Изображения мезополос локализованной деформации на поверхности нагруженных образцов стали ЭК-181 с глубиной упрочненного слоя 100 (а), 200 (6) и 300 мкм (в); сжатие, £ = 2 %. Толщина образцов — 0.6 мм. Сканирующая туннельная микроскопия

0 ------,------,-----,------,-----,------,-----,------

О 100 200 300 400

Толщина упрочненного слоя, мкм

Рис. 11. Зависимость ширины мезополос локализованной деформации от глубины упрочненного слоя

Как видно из рис. 9, в и 10, в, в структуре широких мезополос при толщине модифицированного поверхностного слоя 300 мкм наблюдается более мелкая мезо-субструктура в виде островков (рис. 9, в) или складок (рис. 10, в). Это свидетельствует о многоуровневой структуре мезополос локализованной деформации, отражающей градиентный характер перехода структуры модифицированного поверхностного слоя к структуре подложки (рис. 8).

3.3.3. Диаграммы нагружения

Испытания на одноосное растяжение показали, что толщина упрочненного поверхностного слоя существенным образом влияет на механические характеристики образцов стали ЭК-181. Формирование тонкого (100 мкм) упрочненного слоя затрудняет начало пластического течения и обусловливает увеличение пределов текучести и прочности (рис. 12, кривая 2). Увеличение глубины модифицированного поверхностного слоя обусловливает существенный рост прочностных характеристик всего образца (рис. 12, кривая 3). Естественно, что максимальное значение предела прочности наблюдалось при ультразвуковой обработке обеих сторон образца (рис. 12, кривая 4). Следует однако отметить, что

а, МПаь 800

200 I

О I----- 1-----'-----1 --------1----------1 «0-----------------------------------------------5-10-15-20-8,%

Рис. 12. Кривые «напряжение - деформация» образцов стали ЭК-181

увеличение прочностных характеристик нагруженных образцов сопровождается снижением их пластичности.

Максимальное значение прочностных характеристик получается при оптимальном соотношении глубины упрочненного поверхностного слоя и толщины образца. Например, если при глубине упрочненного поверхностного слоя 300 мкм толщину образца уменьшить от 2 до 0.8 мм, то величина предела текучести оказывается наибольшей. В то же время, сильная локализация пластического течения в образце, у которого объем суб-микрокристаллического слоя составляет ~40 % от его толщины, приводит к одновременному снижению прочности и пластичности материла (рис. 12, кривая 5).

Ранее в работах [1-3] было показано, что формирование субмикрокристаллической структуры в поверхностных слоях плоских образцов малоуглеродистой стали Ст3 приводит к увеличению в 1.5 раза как характеристик прочности, так и пластичности материала. Уменьшение пластичности высоколегированной стали ЭК-181 при подобной обработке может быть связано с перераспределением легирующих элементов в данной стали при отпуске после ультразвуковой обработки. Для косвенной проверки этого предположения было предложено закрепить перед отпуском субмикрокристалли-ческую структуру путем ионно-плазменного азотирования поверхностного слоя в течение 5 и 20 мин. Подобная обработка стабилизирует полосовую фрагментированную структуру модифицированного поверхностного слоя, что должно предотвратить перераспределение легирующих элементов (особенно примесей внедрения) не только при отпуске после ультразвуковой обработки, но и при высокотемпературных испытаниях вплоть до 600-700 °С. В этом случае даже в процессе испытаний при повышенных температурах или при длительном термическом отжиге углерод в результате диффузионных процессов не способен переместиться в более дефектный поверхностный слой, где он мог бы прореагировать с легирующими элементами стали.

3.4. Влияние ионно-плазменного азотирования на структуру и механическое поведение образцов стали ЭК-181 с субмикрокристаллическими поверхностными слоями

3.4.1. Исследования микроструктуры

Рентгеновские исследования показали, что основной фазой в стали ЭК-181, подвергнутой закалке и старению (рис. 13, а), является а-фаза на основе железа (ОЦК решетка) с параметром решетки 0.28734. В образцах с промежуточной (между закалкой и старением) ультразвуковой обработкой параметр решетки уменьшается до 0.28698, что связано с формированием в поверхностном слое субмикрокристаллической структуры с высокой плотностью дефектов и, как следствие, возник-

9 0.8

m 0.4

0.0

25°

75°

в min: 3 тах: 1 22 517

о о 2 ф 1= и- О a-F Z О е і Г , .. .,„/4

20

125°

Рис. 13. Рентгенограммы образцов стали ЭК-181: закалка, старение

новением высоких сжимающих внутренних напряжений со стороны подложки.

Кроме того, на рентгенограмме образцов, подвергнутых промежуточной ультразвуковой обработке, наблюдается расщепление линий а-железа на дублеты (рис. 13, б), что свидетельствует о сохранении большого количества (до 30 %) остаточного мартенсита с содержанием углерода более 0.1 % в субмикрокристаллическом поверхностном слое. Поскольку в процессе старения углерод в стали ЭК-181 связывается в частицы карбидов хрома, ванадия и вольфрама, наличие остаточного мартенсита свидетельствует о дополнительном обогащении поверхностного слоя углеродом в процессе ультразвуковой обработки.

После ионно-плазменного азотирования субмикро-кристаллических поверхностных слоев, проводимого при 600 °С, происходит распад мартенсита с образованием а-фазы на основе железа. На рентгенограммах появляются дополнительные пики, связанные с возникновением в поверхностных слоях частиц нитридов хрома — кубического СгК и тетрагонального Сг2К в соотношении 2: 1 (рис. 13, в). Кроме того, ионно-плазменное азотирование сопровождается образованием в стали ЭК-181 сложных оксидов Сг и Fe — FeCr2O, что связано с наличием остаточного кислорода в камере для азотирования и аммиаке. Длительные отжиги образцов

при температурах 600 и 700 °С не изменяют вид рентгенограмм, что свидетельствует о стабилизации структурно-фазового состояния субмикрокристаллического поверхностного слоя в результате его ионного азотирования.

Несомненным достоинством совмещения ультразвуковой обработки и ионно-плазменного азотирования является существенное увеличение глубины проникновения атомов азота. Как видно из рис. 14, предварительное создание субмикрокристаллического поверхностного слоя обусловливает двукратное увеличение толщины азотированного слоя.

3.4.2. Механическое поведение нагруженных образцов

Толщина азотированного слоя существенно влияет на механические характеристики образцов стали ЭК-181 при одноосном растяжении. Предложенная в работе термомеханическая обработка, состоящая из закалки, ультразвуковой обработки, ионного азотирования в течение 5 мин и старения, позволяет повысить пределы текучести и прочности стали ЭК-181 (рис. 15, а). В то же время, имеет место снижение пластичности материала, что объясняется периодическим растрескиванием тонкого поверхностного слоя в ходе растяжения образца при 20 °С. Следует отметить, что трещины вдали

Рис. 14. Фрактография излома боковой грани образцов стали ЭК-181: закалка, азотирование (20 мин), старение (а); закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (20 мин) и старение (6). Толщина образцов — 0.8 мм. х 50

а, МПа, Loj

3

800 ^N

І Y2

400

. 1

5 10 15 8, %

Рис. 15. Кривые «напряжение - деформация» образцов стали ЭК-181, растяжение. Испытания проведены при комнатной температуре до (а) и после отжига в течение 50 ч при 600 (6) и 700 °С (в): 1 — закалка, старение; 2 — закалка, ультразвуковая обработка, старение; 3 — закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (5 мин) и старение; 4 — закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (20 мин) и старение

от места разрушения распространяются через всю ширину образца перпендикулярно оси его нагружения, тогда как в месте формирования шейки они ориентированы по направлениям максимальных касательных напряжений (рис. 16, а). Каждая трещина обусловливает распространение в объем материала двух сопряженных полос локализованного пластического течения под углом 45° (рис. 16, б).

Увеличение времени азотирования до 20 мин изменяет характер растрескивания. В процессе испытания развиваются только поперечные трещины и период между ними значительно увеличивается (рис. 16, в). Кроме того, генерируемые трещинами в объем образца полосы локализованной деформации распространяются через

все сечение нагруженных образцов (рис. 16, г). Сильная локализация деформации, развивающаяся с самого начала нагружения, обусловливает снижение как прочности, так и пластичности материала (рис. 15, а, кривая 4). Поэтому рекомендуется ограничить время ионного азотирования 5 минутами.

Несмотря на то, что эффект повышения прочностных характеристик в образцах, подвергнутых промежуточной ультразвуковой обработке и азотированию в течение 5 мин, существенно снижается после отжига при 600 и 700 °С (рис. 15, б, в), прочность материала с модифицированными поверхностными слоями оказывается выше, чем после стандартной термической обработки, и пластичность сохраняется на том же уровне. Высоко-

Рис. 16. Изображения поверхности (а, в) и боковой грани (6, г) образцов стали ЭК-181, растяжение при комнатной температуре, £ = 7 (а, 6) и 5 % (в, г): а, 6 — закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (5 мин) и старение; в, г — закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (20 мин) и старение. Растровая электронная микроскопия

0 5 10 15 20 в,%

Рис. 17. Кривые «напряжение - деформация» образцов стали ЭК-181, растяжение, температура испытаний — 700 °С: 1 — закалка, старение; 2 — закалка, ультразвуковая обработка, старение; 3 — закалка, ультразвуковая обработка, азотирование (5 мин) и старение

температурные испытания при 700 °С также подтвердили эффективность предложенного метода поверхностного ультразвукового упрочнения стали ЭК-181 (рис. 17).

4. Обсуждение экспериментальных данных

Отсутствие у атомов поверхности твердых тел половины межатомных связей обусловливает специфическую структуру поверхностного слоя: наличие террас и ступенек, повышенную концентрацию структурных вакансий, значительное смягчение его фононного спектра, широкий спектр различных атомных конфигураций, в том числе не свойственных объему кристалла. Как следствие, поверхностный слой при нагружении твердого тела более интенсивно теряет свою сдвиговую устойчивость по сравнению с объемом кристалла и проявляет специфические механизмы пластического течения недислокационной природы.

В последние годы теоретическими [5, 6] и экспериментальными [7-9] исследованиями было показано, что определяющая роль поверхностного слоя как самостоятельной функциональной подсистемы связана с грани-

цей его раздела с основным объемом материала. На этой границе раздела возникает «шахматное» распределение растягивающих и сжимающих нормальных и касательных напряжений и связанных с ними деформаций (рис. 18). Темные клетки на рис. 18 соответствуют областям, испытывающим нормальные сжимающие напряжения, светлые клетки — нормальные растягивающие напряжения. Касательные напряжения также имеют «шахматное» распределение, но сдвинутое в пространстве по фазе на л/2.

Согласно принципам физической мезомеханики [10], пластическое течение твердого тела при любых внешних воздействиях связано с локальной потерей его сдвиговой устойчивости и развивается как локальное структурно-фазовое превращение кристалла в зонах пластического сдвига. В процессе нагружения системы «поверхностный слой - подложка» потоки локального массопереноса в зоне интерфейса распространяются по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений тшахтолько вдоль клеток «шахматного» интерфейса с растягивающими нормальными напряжениями. Это объясняется тем, что пластическая деформация в кристалле связана с локальными структурными превращениями в зоне пластического сдвига. Под действием средних приложенных напряжений кристалл своей исходной структуры не меняет. В локальных областях, испытывающих сжимающие нормальные напряжения, процесс атомных перераспределений тем более затруднен, и пластическая деформация поверхностного слоя может происходить только в зонах с растягивающими нормальными напряжениями.

Расстояние между складками гофра, вызванного распространением мезополос локализованной деформации и ориентированного по направлениям максимальных касательных напряжений, определяется толщиной поверхностного слоя. Линейный характер роста размеров мезополос (до 65 мкм) с увеличением степени дефор-

Рис. 18. Распределение неупругой деформации на интерфейсе «поверхностный слой - подложка»: топографическая карта поверхности (а), рельеф поверхности (б). Моделирование методом стохастических возбудимых клеточных автоматов [6]

Рис. 19. Три принципиально возможные схемы стационарного гофрирования поверхностного слоя деформируемого твердого тела при структуре интерфейса в виде «шахматной доски» [12]: темные клетки— области сжимающих нормальных напряжений, светлые клетки— области растягивающих нормальных напряжений

мации при растяжении закаленного и состаренного образца стали ЭК-181 хорошо согласуется с данными работы [11], где толщина поверхностного слоя, характеризующегося повышенной плотностью дислокаций, в процессе пластической деформации непрерывно увеличивается, достигая 60-100 мкм.

Под действием ультразвуковой обработки толщина упрочненного слоя возрастает до 300 мкм. Как следствие, увеличивается (до 100 мкм) максимальная ширина мезополос локализованной деформации, распространяющихся в субмикрокристаллическом поверхностном слое (см. рис. 3, б). Сравнение образцов стали ЭК-181 толщиной 1.6 и 0.6 мм (в последнем случае глубина упрочненного слоя составляет ~50 % от всего образца) свидетельствует о независимости ширины мезополос, а значит, и геометрических параметров «шахматной» структуры интерфейса «поверхностный слой - подложка» не только от вида нагружения (растяжение, сжатие), но и от толщины образцов.

В зависимости от соотношений характеристик сдвиговой устойчивости поверхностного слоя и подложки потоки локализованного массопереноса могут развиваться:

- по одному из направлений тшах через всю ширину образца (рис. 19, а);

- по сопряженным напряжениям тшах(рис. 19, б);

- в виде зигзагообразных двойных спиралей, если жесткая подложка тормозит поперечную составляющую сдвига и вызывает его зигзагообразное распространение по сопряженным направлениям тшах (рис. 19, в).

Построение монтажей из большого количества изображений сканирующей туннельной микроскопии позволило исследовать большие площади поверхности со сверхвысоким разрешением и полностью подтвердить вышесказанное. При нагружении отожженных образцов стали ЭК-181 поверхностные мезополосы экструдированного материала распространяются по схеме рис. 19, б по всей ширине образца (см. рис. 3, а), в то время как в более прочных закаленных и состаренных образцах стали ЭК-181 подложка периодически меняет

направление сдвигов в поверхностном слое на сопряженное по схеме на рис. 19, в. В результате стационарный гофр поверхностного слоя приобретает вид двойных спиралей (см. рис. 3, в).

В нагруженном равновесном кристалле атомно-силовая микроскопия выявляет развитие в поверхностном слое потоков деформационных дефектов типа атомных кластеров различных конфигураций по направлениям максимальных касательных напряжений [13]. Кристаллическая подложка испытывает при этом меньшую степень деформации и тормозит развитие потоков поверхностных дефектов. В результате в поверхностном слое формируется складка с сильно выраженной кривизной. Согласно [14], в такой складке возникает микроконцентратор напряжений. Он вызывает локальное структурное превращение в поверхностном слое и выталкивает фрагмент новой структуры в объем материала под действием высокого поверхностного натяжения в складке. Так рождаются в поверхностном слое дислокации, представленные на рис. 20 в виде цепочек дислокационных ямок [15]. Другими словами, поверхностный слой в равновесном кристалле при его деформировании

Рис. 20. Образование цепочек дислокационных ямок на террасноступенчатой поверхности плоского образца дуралюмина; растяжение при 293 К; е = 9.8 %. Атомно-силовая микроскопия [15]

Рис. 21. Схема генерации дислокаций одиночным импульсом, движущимся в тонком поверхностном слое, «насос ^» [12]

Рис. 23. Схема интерфейса «поверхностный слой - основной кристалл» в условиях стационарного гофрирования поверхностного слоя («насос Т») [12]

функционирует подобно «насосу ¿», который генерирует и закачивает деформационные дефекты в деформируемый образец. Схема такого «насоса ¿» приведена на рис. 21.

Ультразвуковая обработка поверхностного слоя и формирование в нем полосовой фрагментированной структуры радикально изменяют функциональную роль поверхностного слоя. Возникновение на интерфейсе «модифицированный поверхностный слой - подложка» «шахматного» распределения растягивающих и сжимающих нормальных напряжений создает условия для выхода наружу деформационных дефектов в зонах растягивающих нормальных напряжений. Это обусловливает экструзию материала поверхностного слоя путем смещения в мезополосах ламелей относительно друг друга (рис. 22). Другими словами, модифицированный поверхностный слой в деформируемом материале играет роль «насоса Т» (рис. 23). Его действие предотвращает инжекцию деформационных дефектов из поверхностного слоя в подложку. Это повышает предел текучести основного материала и обеспечивает улучшение его прочностных свойств. Таким образом, создание в поверхностном слое полосовой фрагментированной мезосубструктуры является эффективным механиз-

Рис. 22. Изображение мезополосы на поверхности образца Ст3, подвергнутого растяжению после ультразвуковой обработки и последующего отжига при температуре 830 °С; є = 32 % [12]. Растровая электронная микроскопия

мом упрочнения конструкционных материалов. Он оказался особенно эффективным для упрочнения сварных соединений элементов конструкций [16].

В то же время, локальные нормальные растягивающие напряжения, возникающие на границе раздела «модифицированный поверхностный слой - основной кристалл» в процессе растяжения, отпуска или высокотемпературных испытаний, обусловливают обогащение поверхностного слоя углеродом и другими легирующими элементами из объема материала. Как следствие, концентрация углерода в поверхностном слое и его жесткость возрастают, приводя к уменьшению пластичности материала. Подобное насыщение углеродом поверхностных слоев стали 08кп в процессе усталостных испытаниях наблюдалось в [17].

Предотвратить перераспределение примесей в конструкционных материалах с нано- (субмикро-) кристаллическими поверхностными слоями как при отпуске, так и при нагружении, особенно при повышенных температурах, можно путем предварительного выделения в структурно-неоднородной среде термически стабильных частиц второй фазы. Одним из возможных способов является внутреннее окисление сплавов железа, однако это весьма сложный и плохо контролируемый процесс. Поэтому в данной работе был использован высокоэффективный метод ионно-плазменного азотирования. Проведенные высокотемпературные испытания показали, что тройные нитриды хрома и железа, образующиеся в процессе промежуточного ионно-плазменного азотирования, позволяют сохранить субмик-рокристаллическую структуру при температурах до 700 °С. Последнее подтверждается неизменными значениями размеров областей когерентного рассеяния и внутренних сжимающих напряжений до и после термического отжига.

Физическая природа предложенного метода повышения термической стабильности упрочненного состояния поверхностных слоев стали ЭК-181 хорошо согласуется с полевой теорией дефектов [18], согласно которой динамика возникновения разориентированных

мезосубструктур описывается системой уравнений:

Эа

Ч(В] -Р) = -рУ, Уа = 0, Ух] = —,

ot

л

Ух( 5 а- D) = -—(Р/ - Р) -о-рУУ.

Эt

Здесь а — тензор плотности дефектов; j — тензор плотности потока дефектов; рУ — количество движения; Р = Рех + Рй — тензор кинематической поляризации; В = Б ай + ц— тензор моментной поляризации (влияющий на величину плотности статических дефектов).

Кинематическая поляризация отражает образование в протяженных областях материала экранирующих малоподвижных конфигураций в потоках свободных дефектов. Тензор Р;п( связан с собственными дефектами кристалла, тензор Рех( — с внедренным экстравеществом. Поляризация собственных дефектов всегда уменьшает общее поле их потоков (В] - Рп), что снижает пластичность материала. Поляризация, связанная с экстравеществом, может как уменьшать, так и увеличивать потоки дефектов. Примером последного являются широко известные эффекты активированного спекания дефектных порошков [19, 20], инициированная зернограничной диффузией примеси ползучесть или сверхпластичность [21]. В нашем случае это может быть восходящая диффузия атомов углерода из объема материала в поверхностный слой с сильнонеравновесной мезосубструктурой. Подобные процессы должны активировать рекристаллизацию полосовой фрагментированной структуры. Для подавления диффузионных потоков в структурно-неравновесной среде необходимо формировать в ней стабильные выделения второй фазы. Это было осуществлено в настоящей работе путем ионно-плазменного азотирования поверхностных слоев стали ЭК-181 после ее ультразвуковой обработки.

5. Заключение

Изучены закономерности упрочнения высоколегированной стали ЭК-181 путем создания в ее поверхностных слоях полосовой фрагментированной мезосуб-структуры с помощью ультразвуковой механической обработки. Показано, что подобная обработка существенно увеличивает прочностные характеристики данной стали. В основе предлагаемого метода упрочнения лежит эффект «шахматного» распределения растягивающих и сжимающих нормальных напряжений на интерфейсе «модифицированный поверхностный слой - подложка». При растяжении образцов с модифицированным поверхностным слоем в зонах растягивающих нормальных напряжений развивается экструзия материала поверхностного слоя с образованием двойных спиралей мезополос локализованной деформации, распространяющихся вдоль сопряженных направлений максимальных касательных напряжений. Это замедляет генерацию

деформационных дефектов из поверхностного слоя в объем деформируемого образца и увеличивает прочностные характеристики материала.

Показано, что ширина экструдированных мезополос локализованной деформации линейно возрастает с толщиной упрочненного поверхностного слоя и не зависит от схемы нагружения (растяжение, сжатие) и толщины образцов. Это подтверждает соответствующие предсказания теории [5-9] и свидетельствует о многоуровневой природе нового метода упрочнения конструкционных материалов.

«Шахматное» распределение нормальных сжимающих и растягивающих напряжений вызывает также эффект перераспределения легирующих элементов между поверхностным слоем и основным объемом материала. Формирование субмикрокристаллического поверхностного слоя в высокохромистой стали усиливает процессы перераспределения примесей и снижает пластичность материала при одновременном увеличении его прочности.

Ионно-плазменное азотирование после ультразвуковой обработки позволяет стабилизировать субмикро-кристаллическую структуру в поверхностных слоях стали ЭК-181 за счет выделения нитридов хрома и железа. Высокотемпературные испытания при 700 °С подтвердили эффективность предложенного метода поверхностного упрочнения конструкционных материалов.

Работа выполнена при финансовой поддержке СО РАН (проект 8.1.1), гранта РФФИ № 07-01-13522 офи_ц и гранта Президента РФ для поддержки ведущих научных школ № НШ-394.2006.1.

Литература

1. Панин В.Е., Панин А.В. Проблемы мезомеханики прочности и пластичности наноструктурных материалов // Изв. вузов. Физика. - 2004. - Т. 47. - № 8. - С. 5-17.

2. Поверхностные слои и внутренние границы раздела в гетерогенных материалах / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2006. - 520 с.

3. ПанинВ.Е., СергеевВ.П., Панин А.В., ПочиваловЮ.И. Нанострук-

турирование поверхностных слоев и нанесение наноструктурных покрытий — эффективный способ упрочнения современных конструкционных и инструментальных материалов // ФММ. - 2007. -Т. 104. - Вып. 6 (в печати).

4. Панин В.Е., Клименов В.А., Безбородов В.П. и др. Структурные и фазовые превращения при ультразвуковой обработке мартенсит-ной стали // ФизХОМ. - 1993. - № 6. - С. 77-83.

5. Панин В.Е., Моисеенко Д.Д., Максимов П.В., Панин А.В. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. III. Неупругий предвестник зарождения пластического сдвига // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 5. -С. 5-15.

6. Моисеенко Д.Д., Максимов П.В. Распределение напряжений и деформаций на интерфейсе «поверхностный слой - подложка»: моделирование на основе стохастического подхода // Физ. мезо-мех. - 2005. - Т. 8. - № 6. - С. 89-96.

7. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д. Природа локализации пластической деформации твердых тел // ЖТФ. -2007. - Т. 77. - Вып. 8. - С. 62-69.

8. Панин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д. «Шахматный» мезоэффект

интерфейса в гетерогенных средах в полях внешних воздействий // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 6. - С. 5-15.

9. ПанинВ.Е., Панин А.В., МоисеенкоД.Д., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю.,

Максимов П.В. Эффект «шахматной доски» в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле // Доклады РАН. - 2006. - Т. 409. - № 5. - С. 606-610.

10. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.

11. Алехин В.П. Физика прочности и пластичности поверхностных слоев материалов. - М.: Наука, 1983. - 320 с.

12. Панин В.Е., Панин А.В. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 5. - С. 7-

15.

13. Кузнецов П.В., Панин В.Е. Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронной локализации деформации на поверхности дуралю-мина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 2. - С. 91-98.

14. Киселев В.В., Долгих Д.В. Локальная неустойчивость, долгоживущие возбуждения в слоистой среде и на поверхности цилиндрической оболочки // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. -

Ч. 1. - С. 173-176.

15. Panin V.E. Strain-induced defects in solids at the different scale levels of plastic deformation and the nature of their sources // Mater. Sci. Eng. - 2001. - V. 310-321. - P. 197-200.

16. ПанинB.E., КабловE.H., ПлешановB.C. и др. Влияние ультразвуковой ударной обработки на структуру и сопротивление усталости сварных соединений высокопрочной стали ВКС-12 // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 2. - С. 85-96.

17. ГорбачевЛ.А. Исследование особенностей структурообразования стали 08кп при циклическом нагружении // (в печати).

18. Гриняев Ю.В., Чертова H.B., Панин B.E. Динамические уравнения ансамбля дефектов при наличии разориентированных структур // ЖТФ. - 1998. - Т. 68. - № 9. - С. 134-135.

19. Ристич М.М., Трефилов В.И., Мильман Ю.В. и др. Структура и механические свойства спеченных материалов. - Белград: Серб. АН, 1992. - 261 с.

20. Panin V.E., Kochepasov I.I. The mechanism of activated sintering of VI group refractory metals // Science of Sintering. - 1979. - V. 11. -No. 1. - P. 33^2.

21. Колобов Ю.Р, Марвин В.Б., Раточка И.В., КоротаевА.Д. Явление активации зернограничного проскальзывания диффузионными потоками атомов по границам раздела // Доклады АН СССР. -1985. - Т. 283. - № 3. - С. 605-608.

Поступила в редакцию 22.10.2006 г., переработанный вариант 29.06.2007 г.