Упрочнение и свойства аустенитных сталей - Сагарадзе В.В., Уваров А.И.

Author: Сагарадзе В.В. Уваров А.И.

Tags: металлургия черных металлов железо, чугун и сталь физика испытания материалов товароведение силовые станции общая энергетика механика металловедение сырье материалы материаловедение общая технология основы промышленного производства монография пластическая деформация металлофизика аустенитные стали

ISBN: 978-5-7691-2334-4

Year: 2013

Similar

Инструментальные стали

Коррозионностойкие, жаростойкие и высокопрочные стали и сплавы

Нержавеющая сталь

Специальные стали

Text

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК
УРАЛЬСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ
ИНСТИТУТ ФИЗИКИ МЕТАЛЛОВ
В.В. Сагарадзе, А.И. Уваров
УПРОЧНЕНИЕ И СВОЙСТВА
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
ЕКАТЕРИНБУРГ
2013
У ДК 669.15.194;539.4.:538.13.:620.178.193
ББК 22.251:34.2:30.37:30.68
С 13
Научный редактор академик РАН В.М. Счастливцев
Рецензент д.т.н. Л.Г.Коршупов
Сагарадзе В.В., Уваров А.И.
С 13 Упрочнение и свойства аустенитных сталей. Екатеринбург: РИО УрО
РАН, 2013.-720 с.
ISBN 978-5-7691-2334-4
Рассмотрены методы воздействия на структуру, фазовые превра-
щения и физико-механические свойства аустенитных сталей, включаю-
щие сильную пластическую деформацию, высокие давления, коррози-
онную среду, тепловые поля и облучение высокоэнергетическими час-
тицами, в целях создания высокопрочных неферромагнитных материа-
лов с улучшенными функциональными характеристиками. Анализиру-
ются аустенитные стали с твердорастворным, карбидным, нитридным,
интерметаллидным и оксидным упрочнением. Изучены упрочнение
ударными волнами, равноканальным угловым прессованием, фазовым
наклепом, термоциклированием, комбинированными обработками, а
также упрочнение аустенита при магнитном упорядочении и поверхно-
стном легировании элементами внедрения. Определены усталостная
прочность и износостойкость метастабильных аустенитных сталей.
Большое внимание уделено исследованию аномальных диффузионных
превращений (атомное перераспределение легирующих элементов,
растворение карбидов, интерметаллидов и оксидов в аустените и др.),
развивающихся при наноструктурировании аустенитных сталей при хо-
лодной мегадеформации в результате образования и миграции большо-
го количества точечных дефектов деформационного происхождения.
Предложены нетрадиционные подходы к сдерживанию радиационного
распухания аустенитных реакторных сталей при нейтронном облуче-
нии за счет увеличения прямых и косвенных стоков точечных дефек-
тов в виде межфазных границ «тонкопластипчатый аустенит/мартен-
сит» и «интерметаллид/аустенит». Предложены составы интеллекту-
альных аустенитных сталей с эффектом памяти формы и регулируе-
мым коэффициентом термического расширения. Книга является ито-
гом многолетней деятельности авторов и сотрудников ИФМ УрО РАН
в области создания аустенитных сталей и методов их упрочнения.
Монография предназначена для металловедов, металлофизиков и
инженеров, занимающихся фазовыми превращениями, разработкой и
использованием аустенитных сталей.
УДК 669.15.194;539.4.:538.13.:620.178.193
ББК 22.251:34.2:30.37:30.68
ISB’ 978-5-7691-2334-4
©ИФМ УрО РАН, 2013 г.
©РИО УрО РАН, 2013 г.
ВВЕДЕНИЕ
Предлагаемая работа является продолжением и обобщением исследова-
ний. изложенных в монографии [1] по упрочнению аустенитных сталей. Ин-
терес к фазовым превращениям в этих сталях не ослабевает, и в настоящее
время появляется большое количество экспериментальных данных, связан-
ных с получением новых функциональных свойств в высокопрочных сталях
с ГЦК-решеткой. Монография написана преимущественно на основе собст-
венных исследований, выполненных за последние 20 лет. В ограниченном
объеме представленной книги, естественно, не удается обсудить все воз-
можные достижения в области фазовых превращений в упрочняемых раз-
личными методами аустенитных сталях с новыми или улучшенными функ-
циональными свойствами. В частности, не представлены исследования по
нержавеющим и жаропрочным аустенитным сталям, которые достаточно
подробно изложены в монографиях [2-4].
Большое внимание уделено исследованию аномальных диффузионных
превращений (атомное перераспределение легирующих элементов, раство-
рение карбидов, интерметаллидов и оксидов в аустените и др.), развиваю-
щихся в процессе наноструктурирования аустенитных сталей при холодной
мегадеформации в результате образования и миграции большого количест-
ва точечных дефектов деформационного происхождения. Знание таких
аномальных фазовых превращений позволило предложить новые износо-
стойкие неферромагнитные стали, а также реакторные стали, дисперсно
упрочненные оксидами (ДУО).
Авторы полагают, что обнаружение деформационно-индуцированного
обогащения никелем и обеднения хромом зеренных границ при холодной
деформации позволит прогнозировать изменение физико-механических
свойств при деформационном наноструктурировании сталей и сплавов
(склонность к межкристаллитной коррозии, коррозионному растрескива-
нию под напряжением и др.).
Подробно исследовано упорядочение нанокристаллического Fe-Ni
аустенита и, что особенно важно, обнаружено образование промежуточной
е-фазы при обратном а —> у-превращении в аустенитных сталях типа Н32 с
высокой энергией дефектов упаковки, что заставляет искать промежуточ-
ные фазы во многих обычных малолегированных сплавах железа, как это
сделано в работе [5].
В монографии рассматривается упрочнение аустенитных сталей в ре-
зультате радиационного облучения высокоэнергетическими частицами
(нейтронами, ионами, электронами). При облучении широко используе-
мых в реакторах на быстрых нейтронах аустенитных сталей типа
" С 5Н15МЗ имеет место не только изменение дислокационной структуры и
соответствующее повышение прочностных характеристик, но и «распуха-
3
ние» аустенита при радиационно-стимулированном порообразовании. По-
следняя проблема имеет чрезвычайно важное значение, так как объедине-
ние вакансий радиационного происхождения в поры вызывает коробление,
растрескивание и снижение работоспособности оболочек тепловыделяю-
щих элементов, что, в свою очередь, снижает экономичность атомных
станций на быстрых нейтронах. Предложены нетрадиционные подходы к
сдерживанию радиационного распухания аустенитных реакторных сталей
за счет увеличения прямых и косвенных стоков точечных дефектов в виде
межфазных границ «тонкопластинчатый аустенит/мартенсит» и «интерме-
та лл ид/аустенит».
В работе реализована возможность изменения тепловых свойств аустенит-
ных сталей с помощью термообработки. Контролируя механизм а —» у-пре-
вращения в метастабильных инварах типа Н32, можно в значительной мере
регулировать коэффициент термического расширения (КТР). Так, в стали
Н32 в результате расслоения по никелю при а у-превращении при разных
условиях нагрева удалось обеспечить в аустенитном состоянии изменение
КТР в 5 раз - от 2-1 СП' до ЮКУ6 град1, что позволило получить с помощью
термообработки монолитные пластинчатые образцы стали Н32 со свойства-
ми термобиметалла.
На основе исследования у —» е —> у-превращения в распавшемся твердом
растворе Fe-Mn-V-C удалось создать новые высокопрочные аустенитные
стали с управляемым эффектом памяти формы.
В работе исследованы аустенитные стали с твердорастворным, карбид-
ным, нитридным, интерметаллидным и оксидным упрочнением. Изучено
упрочнение ударными волнами, равноканальным угловым прессованием,
фазовым наклепом, термоциклированием, различными комбинированны-
ми обработками, а также проанализировано упрочнение аустенита при маг-
нитном упорядочении и поверхностном легировании элементами внедре-
ния. Исследована усталостная прочность и износостойкость метастабиль-
ных аустенитных сталей.
Авторы выражают глубокую признательность В.А. Шабашову,
Н.А. Терещенко, Н.В. Катаевой, И.И. Косицыной, Е.И. Ануфриевой,
И.Г. Кабановой, Н.Д. Земцовой, А.Р. Кузнецову, С.А. Старикову, Б.Н. Го-
щицкому, В.Л. Арбузову, Ю.Н. Зуеву, В.П. Пилюгину, Ю.И. Филиппову,
Н.Л. Печеркипой, В.А. Завалишину, А.И. Дерягину, В.И. Зельдовичу,
А.В. Ожиганову, Т.П. Васечкиной, 10.А. Елисеенко, В.Г. Пушину,
Л.Г. Коршунову, М.Л. Мухину, К.А. Козлову, А.В. Литвинову, Е.Г. Волко-
вой, И.П. Сорокину, В.Е. Данильченко, А.А. Круглову, А.Е. Заматовско-
му. О.В. Агееву, С.Ю. Мушниковой, Г.Ю. Калинину, В.А. Малышевскому
и др. за участие в исследованиях и помощь в работе.
Глава 1
АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ С ТВЕРДОРАСТВОРНЫМ
УПРОЧНЕНИЕМ
Легирование аустенитных сталей элементами, образующими твердые
растворы замещения или внедрения, во многих случаях вызывает повыше-
ние прочностных характеристик. Степень упрочнения твердого раствора
определяется влиянием растворенных элементов на электронную структу-
ру атомов матрицы, которое выражается в размерном несоответствии ато-
мов легирующего элемента и аустенита [6].
В работах [6-8] изучено влияние трех групп элементов: 1) N, С, В; 2) W,
Mo, V, Si; 3) Си, Мп, Со, Ni на предел текучести и временное сопротивление
хромоникелевых аустенитных сталей (элементы расположены в порядке
уменьшения эффективности воздействия на упрочнение [6]). Наибольшим
образом на упрочнение влияют элементы внедрения (первая группа), так
как они вызывают наиболее значительное искажение ГЦК-решетки аусте-
нита, что сдерживает перемещение дислокаций. Эффективность влияния
углерода, особенно азота, на упрочнение аустенита может более чем на по-
рядок быть выше упрочняющего воздействия элементов, образующих
твердые растворы замещения. Так, легирование хромоникелевого аустени-
та 1 мае. % N позволяет увеличить о02 более чем на 500 МПа, а 1 мае. % С -
на 380 МПа [8]. Элементы третьей группы практически не изменяют вели-
чину о02 аустенита, а во второй группе более значительное влияние у W,
Mo, V, 1 мае. % которых увеличивает с>02 примерно на 10, 20, 30 МПа соот-
ветственно [6] (рис. 1.1).
В работе [6] в общем виде представлена следующая эмпирическая зави-
симость предела текучести о02 хромоникелевых аустенитных сталей от
содержания легирующих элементов (мас.%), количества дельта-феррита 5
(%) и размера зерна d, мм:
о02 = (4,4 + 32N + 23С + 1,3Si + 0,24Cr + 0,94Мо + 1,2V +
+ 0,29W + 2,6Nb +1,7Ti + 0,8А1 + 0,165 + 0,46d-|/2)15,4 МПа.
Аустенитные азотистые стали повышенной прочности (о02 = 500 МПа)
обычно содержат менее 0,1 мас.% С и до 0,5 мас.% N [7]. Свойства и техно-
логические характеристики такого типа сталей 0Х20Н4АГ10,
0Х18Н5Г12АБ, 0Х18Н4Г11АФ, 0Х18Н5Г11БАФ представлены в работе
[7]. В последнее время большой интерес у исследователей вызывают высо-
копрочные стали с 0,6-1,0 мас.% N (о02 = 500-900 МПа), выплавляемые
как в обычных условиях, когда азот вводится с марганцевой и хромовой
5
Содержание легирующих элементов, ат. %
Рис. 1.1. Влияние легирующих элемен-
тов на упрочнение аустенита [6]:
1 - элементы, образующие твердые растворы
внедрения; 2 - ферритообразующие и 3 - аустенн-
тообразующие элементы, формирующие твер-
дые растворы замещения
лигатурой, так и в печах с по-
вышенным давлением азота.
Особенности легирования,
структура и свойства этих ста-
лей (Х24Н7Г14МА, Х18Г20А,
XI8Г20ФА и др.) обсуждаются
в монографии [9]. Твердорастворное легирование хромомарганцевого аус-
тенита азотом позволяет получить высокопрочные аустенитные стали,
стойкие к коррозионному растрескиванию в агрессивных средах.
С помощью легирования ГЦК-фазы только элементами, образующими
твердые растворы замещения, невозможно получить высокопрочное аусте-
нитное состояние, хотя эти элементы могут влиять на другие свойства ста-
ли: увеличивать эффективность деформационного упрочнения, снижая
энергию дефектов упаковки; сдерживать развитие возврата и рекристалли-
зации наклепанного аустенита, уменьшая диффузионную подвижность ато-
мов растворителя; изменять стабильность аустенита и механические свой-
ства стали; способствовать выделению дисперсных упрочняющих фаз при
старении и др.
Рассмотрим подробнее свойства некоторых аустенитных сталей в зака-
ленном состоянии, когда основные легирующие элементы находятся в
у-твердом растворе.
1.1. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НИКЕЛЕВЫХ СТАЛЕЙ
Закаленная от 1100 °C никелевая сталь Н28 (мас.%: 0,04 С; 28,4 Ni) име-
ет мартенситную точку М„ = -10 °C и представляет собой однофазный ма-
териал с низкими прочностными свойствами: с>п = 400 МПа, г>02 = 150 МПа.
Легирование ~1 мас.% титана заметно снижает мартенситную точку. Так, в
стали Н27Т, несмотря на меньшее содержание никеля, М„ = -60 °C. Аусте-
нитная сталь Н27Т имеет более высокие значения временного сопротивле-
ния (ов = 500 МПа) и предела текучести (о02 = 200 МПа).
Представляет интерес оценить пластичность никелевых аустенитных
сталей разной стабильности. Пластические свойства закаленной аустенит-
ной стали Н28, определяемые при растяжении, достаточно высоки: относи-
тельное удлинение 5 = 60%, относительное сужение у = 70%. Легирование
титаном (до 4%) и хромом (до 2%) практически не изменяет характеристи-
ки пластичности. При дальнейшем увеличении содержания хрома относи-
тельное удлинение уменьшается и в стали Н26Х5ТЗ 8 = 45%. Снижение пла-
стичности обусловлено стабилизацией аустенита [10]. Этот вывод под-
тверждается при исследовании температурной зависимости относительного
удлинения 8 = f(T„c).
6
1.2. Зависимость механических свойств и количества мартенсита деформации М зака-
ленных сталей Н26Х5ТЗ (а) и Н26ТЗ (б) от температуры испытания Т„с:
М„ - суммарное количество мартенсита деформации и охлаждения; М„ - мартенситная точка
При снижении Т11С от 20 до -100 °C мартенсит деформации в стали
Н26Х5ТЗ не возникает. Величина 5 в этом случае остается неизменной
dhc. 1.2, а). При Тис= -196 °C в разрушенном образце появляется примерно
39% мартенсита деформации. Благодаря протеканию мартенситного пре-
вращения относительное удлинение резко возрастает до 90% [И], одновре-
менно повышаются и прочностные свойства.
При комнатной температуре в растянутой закаленной аустенитной ста-
ли Н26ТЗ (25,7% Ni; 3,35% Ti) образуется 70% мартенсита деформации
рис. 1.2, б). Если при температурах испытания Тис> Мн образуется только
мартенсит деформации, то при Тис < Мн появляется мартенсит охлаждения.
При Т11С= -196 °C перед растяжением образуется 50% мартенсита охлажде-
ния, хотя суммарное количество ферромагнитной фазы возрастает незна-
чительно (см. рис. 1.2, б). Увеличение Тис выше комнатной температуры
резко снижает количество мартенсита деформации и при Тис= 150 °C сталь
Н26ТЗ оказывается стабильной по отношению к мартенситному превра-
щению.
Относительное удлинение стали Н26ТЗ при изменении температуры ис-
пытания в интервале Мн - Мд меняется немонотонно (см. рис. 1.2, б): возра-
стает в интервале температур от 150 до 20° С и, достигнув максимального
значения (8тах = 60%) при комнатной температуре, снижается до 5 = 15% при
Тис= Мн = -90 °C. Аналогичные результаты получены на других никелевых
сталях [12-17].
Следует обратить внимание на три обстоятельства. Во-первых, вели-
чина 8мах для разных сталей колеблется в широких пределах от 45 (25Н29)
до 200% (40Н25) [13, 14, 16]. Во-вторых, наблюдается сильное уменьшение
относительного удлинения при увеличении Т11С ниже оптимальной темпе-
ратуры Топ, при которой 8 - 8мах, но при этом количество мартенсита де-
формации существенно не меняется [13] (см. рис. 1.2, б). Ясно, что основ-
7
ное влияние на уровень 8 оказывает не конечное количество a-фазы, об-
разующейся в процессе растяжения, а кинетика мартенситного превраще-
ния. В-третьих, в интервале М„ - Мд температурное положение 8мах мо-
жет быть различным. Например, для сталей Н28 (28,7% Ni; Мн = 4 °C),
Н29 (29,3% Ni; Мн = -11 °C) и Н31 (30,7% Ni; М„ = -47 °C) максимальное
значение относительного удлинения достигается приблизительно при тем-
пературах испытания 50, 40 и 20 °C соответственно [17]. Смещение «пика»
зависимости 8 = f(Tnc) наблюдали в стали Н26ТЗ при дополнительном ле-
гировании хромом (см. рис. 1.2, а) и при изменении содержания никеля и
углерода в твердом растворе [16]. Таким образом, независимо от химиче-
ского состава метастабильного аустенита формирование мартенсита де-
формации при растяжении в температурном интервале М„ - Мд обуслов-
ливает возрастание пластичности до максимального уровня омах, после
чего она снижается.
Объяснение немонотонного изменения относительного удлинения дано
в работе [15]. Пластичность повышается благодаря увеличению сопротив-
ляемости материала локализованному течению вследствие превращения
аустенита в более прочную «-фазу. Появление мартенсита деформации в
том месте, где зарождается шейка (и в дальнейшем наступает разрушение),
локально упрочняет материал. В результате течение распространяется на
соседние участки материала и в деформацию постепенно вовлекается весь
объем образца. При растяжении в области шейки наблюдается скопление
дислокаций, которые в стабильном аустените создают напряжения, обус-
ловливающие разрушение материала. В метастабильной деформированной
стали происходит у —» «-превращение, вызывающее перераспределение и
наследование дислокаций [18]. Необходимая перестройка в дислокацион-
ных скоплениях обусловливает релаксацию напряжений, способных приве-
сти к разрушению образца. Аналогичный процесс наблюдается на соседних
участках, причем он распространяется на весь объем образца, обусловливая
получение высоких значений относительного удлинения, при этом основ-
ную часть деформации составляет равномерное удлинение 8р, а сосредото-
ченное удлинение 8С (в шейке) невелико или отсутствует.
Изменение относительного удлинения коррелирует с изменением коэф-
фициента деформационного упрочнения [19, 20]. При интенсивном образо-
вании мартенсита деформации в ходе растяжения коэффициент деформа-
ционного упрочнения сначала быстро растет, затем резко падает, а в случае
вялого мартенситного превращения изменяется слабо. При оптимальной
кинетике мартенситного превращения, когда достигается максимальное
значение относительного удлинения, коэффициент деформационного уп-
рочнения по мере увеличения степени деформации непрерывно возрастает.
К настояхцему времени отсутствует количественная корреляция между
величиной и положением температурного максимума относительного удли-
нения, с одной стороны, и параметрами у —> «-превращения - с другой. От-
метим следующие факторы, влияющие на пластичность [12-21]:
1. Дисперсность мартенсита деформации. Известно, что образовавший-
ся мартенситный кристалл создает вокруг себя собственные напряжения,
уровень которых тем ниже, чем меньше размеры кристалла.
8
2. Кинетикг лартенситного превращения. Она должна быть оптималь-
ной, и при этом следует упрочняющую обработку осуществлять так, чтобы
появлению мартенсита деформации предшествовала значительная пласти-
ческая деформация. Следовательно, высокая пластичность обусловлена не
заменой механизма скольжения механизмом мартенситного превращения, а
лишь совместным действием обоих механизмов.
3. Соотношение прочности аустенита и мартенсита деформации. При
небольшом различии в прочности у- и a-фаз последняя не обеспечивает до-
статочного локального упрочнения и образец разрушается при сравнитель-
но небольшом относительном удлинении; если различие велико, то на гра-
нице двух фаз возникает сильная концентрация напряжений, которая при-
водит к быстрому разрушению.
4. Релаксационные возможности аустенитной матрицы.
Все эти факторы в основном определяют условия, при которых наблю-
дается максимальная пластичность в конкретных сталях, а та или иная сте-
пень их влияния на пластичность обусловлены химическим составом твер-
дого раствора, температурой растяжения, скоростью деформации, величи-
ной зерна.
Влияние на относительное удлинение химического состава метаста-
бильных сталей и температуры испытания описаны выше, поэтому подроб-
нее рассмотрим влияние на удлинение величины зерна и скорости деформа-
ции. Так, в стали 20Н30 (Ni = 30 мас.%, С = 0,23 мас.%) при скорости дефор-
мации е' = 5,5x1 О'4 с-1 увеличение размера зерна с 5 до 289 мкм [16] снижа-
ет 8мах от 100 до 60%. Кроме того, при указанном укрупнении зерна темпе-
ратура, при которой достигнуто 8мах, смещается в сторону более высоких
значений.
Влияние скорости деформации (е' меняется от 8x10-5 до 6,7x10-2 с-1)
на количество a-фазы, образующейся при растяжении, и уровень пластич-
ности детально изучены в работе [21]. Исследованы стали Н29 (Ni = 29,3;
С = 0,015; М„ = -11 °C) и 50Н25 (Ni = 25,2;С = 0,50; М„ = -58 °C) с изотерми-
ческой и атермической кинетикой мартенситного превращения соответст-
венно. Показано, что в стали Н29 в диапазоне сравнительно малых скоро-
стей деформации конечное (после растяжения) количество мартенсита и
относительное удлинение увеличиваются с повышением е', при этом интен-
сивность превращения снижается из-за разогрева образцов. В этом случае
наблюдается уменьшение коэффициента деформационного упрочнения
при растяжении. Если полностью исключен разогрев образцов, то повыше-
ние скорости деформации обусловливает смещение начала образования
мартенсита в сторону меньших напряжений, хотя интенсивность превраще-
ния почти не меняется. По мнению Замбржицкого [21], наблюдаемые экс-
периментальные факты можно объяснить тем, что повышение е', во-пер-
вых, приводит к уменьшению степени релаксации локальных напряжений
и, во-вторых, увеличивает число реализованных зародышей мартенсита.
Аналогичные закономерности наблюдались в стали 50Н25. Анализ экспе-
риментальных данных, полученных разными исследователями, позволил
сделать следующее заключение [21]: разноречивость выводов обусловлена
разной степенью учета разогрева образцов при испытании. Механические
9
Рис. 1.3. Поверхность разрушения аустенитных сталей при температурах испытания 20 (а)
и — 196 °C (б)
свойства, приводимые авторами настоящей монографии, получены практи-
чески при одних и тех же (или близких) скоростях перемещения захватов
машины (-0,04 мм/с), исключающих разогрев образцов.
Аустенитные стали системы Fe - 26-28N1 - 0-5Cr - 0-4Ti в интервале
температур растяжения (от —196 до 150 °C) разрушаются вязко. Чашечки
вязкого излома глубокие, со следами сильной пластической деформации
на внутренней поверхности поры (рис. 1.3), что свидетельствует о высо-
кой пластичности аустенита. При снижении Тис до -196 °C фрактографи-
ческая картина вязкого излома меняется, глубина чашечек уменьшается и
следы пластической деформации на поверхности пор становятся менее за-
метными, что обусловлено снижением пластичности аустенита. Диаметр
пор вязкого излома также уменьшается, особенно при Тис < Мн, когда
структура до растяжения двухфазная (у + а). Размер чашечек уменьшает-
ся из-за увеличения протяженности внутренних поверхностей раздела
мартенсит-мартенсит и мартенсит-аустенит, на которых происходит за-
рождение пор. Поскольку вязкое разрушение характерно как для одно-
фазной, так и для двухфазной структуры, то можно сделать вывод о том,
что не только аустенит, но и мартенсит охлаждения и деформации имеет
высокую пластичность. Вязкое разрушение обеих фаз в метастабильных
аустенитных сталях коррелирует с высоким уровнем относительного су-
жения у > 65% (см. рис. 1.2).
Предел текучести аустенитных сталей увеличивается при снижении
температуры испытания. В стали Н26ТЗ зависимость о02 - f(THC) слабая до
тех пор, пока не происходит мартенситное у —> «-превращение при Тис < Мн
(см. рис. 1.2, б). Увеличение о02 происходит благодаря присутствию внутри
аустенитных зерен прочных кристаллов мартенсита. В стали Н26Х5ТЗ на
увеличение предела текучести, вероятно, влияет переход парамагнитного
10
Таблица 1.1
Ударная вязкость KCU и количестао мартенсита в закаленных сталях
при разных температурах испытания Т11С
Сталь Т„.°С KCU. МДж/м2 Мартенсит*, %
М) + М2 М, м2
Н26Х5ТЗ -196 3,0 0 0 0
H32T3 20 3,0 12 12 0
-100 3,0 45 45 0
-196 1,6 53 53 0
Н26ТЗ 20 3,0 30 30 0
-60 3,0 35 20 15
-80 2,0 43 6 37
-100 1,4 47 4 43
-196 1,1 54 4 50
* М, - мартенсит деформации, М2 - мартенсит охлаждения.
аустенита в ферромагнитный. Подробнее влияние на о02 магнитного пре-
вращения в аустените обсуждается в главе 9.
Для сталей с атермической кинетикой мартенситного превращения об-
наружена немонотонная зависимость о0 2 от температуры испытания: пре-
дел текучести сначала увеличивается, затем снижается до минимума и да-
лее снова возрастает [13, 14]. При этом минимум предела текучести на за-
висимости о0 2 ~ С(Тис) сдвинут относительно максимума 5 ~ f(T„c) в сторону
низких температур. Уменьшение предела текучести при снижении Тис мож-
но объяснить следующим образом. Упругие напряжения вызывают обра-
зование значительного количества крупных кристаллов мартенсита, и это
приводит к дополнительному удлинению образца и изгибу на кривой 8(о).
В случае появления кристаллов изотермического типа, которые не возни-
кают большими группами и намного меньше атермических по размерам,
результирующий сдвиг невелик и может не отражаться на кривых растя-
жения [14].
Прочность аустенитных сталей монотонно возрастает с понижением Т11С
[13, 14]. Сильнее увеличивается в том случае, когда при испытании обра-
зец деформируется в результате не только скольжения, но и мартенситно-
го превращения.
Теперь оценим изменение ударной вязкости при снижении температуры
испытания. Аустенит стали Н26Х5ТЗ при определении ударной вязкости не
претерпевает мартенситного превращения до Тис = -196 °C. Стабильная
сталь разрушается вязко (фрактограммы аналогичны рис. 1.3) и в интерва-
ле Тис= -196 - 20 °C имеет постоянный и высокий уровень ударной вязкос-
ти (табл. 1.1). Сталь H32T3 (мас.%: Ni = 32,1; Ti = 3,2; Мн<-196 °C) стабиль-
на при охлаждении, но в ней образуется 12 об.% мартенсита деформации.
По мере понижения температуры деформации количество мартенсита воз-
растает. Ударная вязкость сохраняется постоянной до Тис = -100 °C, когда в
изломе образуется 45 об.% мартенсита деформации. При Тис = -196 °C на-
11
блюдается снижение KCU до 1,6 МДж/м2, а количество мартенсита дефор-
мации незначительно повышается.
Сталь Н26ТЗ менее стабильна, чем H32T3, поэтому при комнатной тем-
пературе в изломе образуется в 2,5 раза больше мартенсита деформации
(см. табл. 1.1). Более того, эта сталь метастабильпа при охлаждении. Уве-
личение объемной доли мартенсита охлаждения обусловливает снижение
количества мартенсита деформации, хотя общее содержание a-фазы не-
сколько повышается.
Ударная вязкость в стали Н26ТЗ остается постоянной до Т11С = -60 °C, а
при дальнейшем снижении температуры испытания падает до 1,1 МДж/м2.
1.2. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МАРГАНЦЕВЫХ СТАЛЕЙ
Марганцевые стали, содержащие более 27 мас.% Мп, имеют М^с ниже
-196 °C и представляют собой однофазные материалы с низкими прочност-
ными свойствами. В сталях с 29^19 мас.% Мп предел текучести аустенита
о02 изменяется в пределах от 170 до 220 МПа [22]. Временное сопротивле-
ние в этих материалах уменьшается с увеличением содержания марганца и
составляет в сталях Г27, Г35 и Г49 соответственно 552, 462 и 447 МПа. По-
видимому, временное сопротивление снижается вследствие изменения маг-
нитных свойств и стабильности аустенита. Легирование марганцевых ста-
лей хромом (более 12 мас.%) придает им антикоррозионные свойства, по-
этому на сплавы системы Fe-Cr-Mn исследователи обращают особое вни-
мание. При содержании хрома более 15 мас.% в указанных сталях образует-
ся 8-феррит и получение однофазной аустенитной структуры невозможно
без дополнительного легирования аустенитообразующими элементами,
например никелем, углеродом, азотом. Дополнительное легирование мар-
ганцевых сталей позволяет повысить прочносгь. Так, в стали типа Х18Г15
= 612 - 719 МПа, о0.2 = 338 - 395 МПа [7].
Сильно влияют на прочность небольшие добавки углерода и азота, об-
разующие твердые растворы внедрения. Аустенит марганцевой стали
(с 28^-9 мас.% Мп), легированный 0,4 мас.% углерода, имеет = 700 МПа
и о02 = 200 МПа, при содержании углерода 0,9 мас.% соответственно 900 и
400 МПа [23]. Повысить уровень прочности можно за счет дополнительно-
го легирования твердого раствора азотом. Стали, которые выплавляли с ис-
пользованием специальных методов (литье с противодавлением азота),
имели очень высокое содержание азота, что позволило получить уникаль-
ные для закаленных аустенитных материалов прочностные свойства. Так, в
закаленных сталях с 15-17 мас.% Сг, 21-30 мас.% Мп и 1,05-1,40 мас.% N ре-
ализован предел текучести 930 МПа [9]. Однако для получения таких мате-
риалов нужны специальные методы выплавки, что сильно ограничивает
возможность применения высокоазотистых сталей в промышленности. Для
обычных методов выплавки реальная величина содержания азота в стали
не превышает 0,4-0,5 мас.%. При этом надо учитывать, что такие элемен-
ты, как молибден, марганец, хром, ниобий повышают, а медь, кобальт, ни-
кель, углерод снижают растворимость азота в аустените [9]. Кроме того, в
сталях с высоким содержанием азота при медленном охлаждении наблюда-
12
ется хрупкость из-за выделения нитридов хрома типа Cr2N внутри и, особен-
но, по границам зерен.
Относительное удлинение аустенитных сталей при Тис = 20 °C высокое.
При увеличении в аустените содержания марганца с 29 (Г29) до 49 мас.%
(Г49) оно уменьшается с 54 до 41% [22]. Относительное сужение, как и от-
носительное удлинение, в этих сталях колеблется в пределах от 50 до 80%
[7, 9. 22, 23].
Зависимость пластических свойств марганцевых сталей от температуры
испытания рассмотрим на примере метастабильной стали типа 40Х4П8Ф.
Эта сталь после закалки от 1050... 1200 °C имеет однофазную аустенитную
структуру, которая сохраняется при охлаждении до температуры жидкого
азота (Мн < -196 °C). В зависимости от температуры закалки величина зер-
на изменяется от 0.02-0,1 мм (температура закалки Т3 = 1050 °C) до
0,25-0,35 мм (Т3 = 1200 °C).
Небольшая (~6%) пластическая деформация аустенита при Тис = -70 °C
приводит к появлению одиночных и перекрывающихся дефектов упаковки
(пакетов ДУ), как правило, по двум плоскостям 1111 }у. При этом на элек-
тронограмме, кроме сетки рефлексов (112)у, наблюдаются вытянутые в оп-
ределенных направлениях экстра-рефлексы, смещенные на различную ве-
личину от основных. Эти дополнительные рефлексы соответствуют точ-
кам пересечения сферы отражения с протяженными тяжами <111>, прохо-
дящими через узлы обратной решетки [24]. С увеличением степени дефор-
мации число пакетов ДУ возрастает, а их протяженность и ширина умень-
шаются. В промежутках между первичными в большом количестве распо-
лагаются тонкие короткие вторичные пакеты. Наряду с пакетами ДУ в
аустените наблюдается большое количество дислокаций, сравнительно од-
нородно расположенных по объему зерна. В пакетах обнаружена тенден-
ция к расположению ДУ по двойниковому типу, что на электронограмме
проявляется в усилении интенсивности тяжей <111> вблизи двойниковых
отражений. При достижении степени деформации, близкой к разрушению
(—35%), в структуре стали наблюдали ферромагнитные кристаллы «-мар-
тенсита, пакеты деформационных двойников (ДД) и Е-мартенсита (рис. 1.4).
Кристаллы «-фазы, количество которой в разрушенных образцах достига-
ет -15%, имеют близкую к линзовидной форму с неровными границами.
Внутренняя структура а-мартенсита характеризуется высокой плотностью
дислокаций. Форма, тонкая структура и характер распределения кристал-
лов ct-мартенсита позволяют пред-
положить, что указанная фаза обра-
зуется непосредственно из аустени-
та, а не внутри пластин Е-мартенси-
та или на их пересечениях, как это
наблюдалось в работах, которые по-
дробно обсуждаются в [25].
Рис. 1.4. Структура марганцевой стали типа
40Х4Г18Ф после закалки и деформации на
35% при - 70 °C
13
Рис. 1.5. Дилатометрические кривые закаленных
(Т3 =1100 °C) аустенитных сталей:
1-9 - стали 40Г15Ф, 40Г18Ф, 40Х4Г18Ф, 50Х4Г18Ф, 40Х4Н4Г18Ф,
40X4116Г18Ф. 40Х4Н8Г18Ф, 60ХЗГ8Н8В и 60ХЗГ8Н8Ф соответственно
По мере повышения температуры растя-
жения от -70 до 20 °C мартенситные Е- и ос-
фазы исчезают и при Тис = 20 °C присутству-
ют только деформационные двойники.
Электронно-микроскопически присутствие
Е-мартенсита четко не выявляется [24].
Дальнейшее повышение температуры растя-
жения до 300 °C обеспечивает образование в
аустените ячеистой дислокационной струк-
туры и ДД встречаются редко.
Изменение химического состава сталей
типа 40Х4П8Ф существенно влияет на струк-
туру после растяжения. При этом легирова-
ние изменяли так, чтобы при охлаждении до
-196 °C аустенит не претерпевал мартенсит-
ного у —> (е, ос)-превращепия. Дополнитель-
ное легирование твердого раствора никелем
(от 4,1 до 8,4%) стабилизирует аустенит. Уже
при содержании никеля в количестве 5,35%
(40Х4Н6П8Ф) при Тис = -70 °C образуются только деформационные двой-
ники, а Е- и а-мартенсит не наблюдается [24]. В деформированном при 20 °C
аустените дислокации формируют развитую ячеистую структуру аналогич-
но той, которая наблюдается в материале без никеля при Тис = 300 °C.
Анализ литературы [26, 27] и выполнение структурных исследований
показывает, что скольжение и двойникование являются конкурирующими
процессами пластической деформации сталей с низкой ЭДУ. Когда разви-
тие пластической деформации скольжением затруднено, начинается дефор-
мация двойникованием. Дальнейшее уменьшение ЭДУ по мере снижения
Тис обусловливает появление Е-мартенсита (у —> ДД, е).
Коэффициент линейного расширения стали 40Х4Г18Ф заметно изменя-
ется при охлаждении (рис. 1.5, кривая 3), о чем свидетельствует перегиб на
дилатометрической кривой. Поэтому по аналогии с бинарными марганце-
выми сталями можно сделать вывод о магнитной перестройке парамагнит-
ного аустенита в антиферромагнитный [28]. Изменяя легирование стали
40Х4Г18Ф, можно повышать или снижать точку Нееля (см. рис. 1.5).
В закаленной стали 40Х4Г18Ф дилатометрический эффект Д1/1 и изме-
нение плотности Ар/р после цикла 20 —> 400 —> 20 °C возрастают с повыше-
нием степени деформации в процессе растяжения образцов при комнатной
температуре (рис. 1.6, кривая 3), что указывает на увеличение количества
двойников и Е-мартенсита при растяжении [24, 29]. Изменение степени ле-
гирования стали 40Х4Г18Ф существенно влияет на кинетику у —> (ДД, е)-
превращения при растяжении. При снижении в стали хрома (до 0%) количе-
14
Рис. 1.6. Зависимость дилатометрического эффекта
Д1/1. относительного изменения плотности Др/р (а) и
количества ос-фазы (б) в закаленных от 1100 °C ста-
лях от степени деформации D при Тис = 20 °C:
1-5 - стали 40Г15Ф. 40Г18Ф, 40Х4Г18Ф. 5ОХ4Г18Ф и 65Х4Г8Н8Ф
соответственно. Сплошные кривые - Д1/1, штриховые - Др/р
ство (ДД + е) увеличивается (ср. кривые 3
и 2), а уменьшение содержания марганца
(сталь 40Г15Ф) способствует возрастанию
(ДД + г) при малых степенях деформации
(кривые 1 и 2). Напротив, повышение ко-
личества углерода до 0,52% (сталь
50Х4Г18Ф) существенно снижает количе-
ство (ДД + е) (кривые 3 и 4). Сталь
65Х4Г8Н8Ф становится стабильной по
0 10 20 30 40 D, %
отношению к мартенситному превращению при растяжении (кривые 5 и 3).
Следует обратить внимание на то, что в стали 50Х4П8Ф по сравнению со
сталью 40Х4Г18Ф существенно меняется кинетика у —» (ДД, Е)-превраще-
ния (кривые 3 и 4), хотя конечное (после разрушения) количество пакетов
(ДД + е) в этих сталях практически одинаково.
Влияние температуры испытания Тис на ход зависимости дилатометри-
ческого эффекта от степени деформации проводили на сталях, содержащих
0,5 мас.% С, 4 мас.% Сг и марганца от 16,5 до 26 мас.% (табл. 1.2). Принимая
во внимание [30-32] и приведенные данные, можно сказать, что количество
ДД и £-фазы с повышением степени деформации меняется по кривой с мак-
симумом, а количество а-мартенсита монотонно возрастает. Снижение
температуры испытания смещает максимум кривой е = f(T) в направлении
меньших степеней деформации, при этом интенсивность у —> «-превраще-
ния увеличивается.
Уменьшение в стали содержания таких элементов, как углерод, марга-
нец и хром, эквивалентно по влиянию на стабильность аустенита снижению
температуры испытания, поскольку эти факторы одинаково влияют на
ЭДУ, а дефекты упаковки служат местами преимущественного зарождения
Е-мартенсита [26].
Изучение фазовых превращений в закаленных марганцевых сталях раз-
ными методами позволило установить следующую последовательность
структурных изменений при снижении температуры испытания: перерас-
пределение дислокаций с образованием ячеистой структуры; появление
одиночных и перекрывающихся ДУ, которые при определенной степени
упорядочения образуют деформационные двойники и Е-мартеисит; образо-
вание кристаллов сс-мартенсита, тонких ДД и Е-мартенсита на фоне равно-
мерно распределенных дислокаций.
Рассмотрим фрактографическую картину разрушения сталей. При Т11С =
= 300 °C наблюдали вязкое разрушение стали 40Х4Г18Ф. При понижении
температуры испытания до комнатной вязкий характер разрушения сохра-
няется. Следовательно, появление в аустените двойников не существенно
влияет на характер разрушения. При дальнейшем уменьшении Т„с разруше-
15
Таблица 1.2
Зависимость дилатометрического эффекта Д1/1 от степени деформации D
и температуры испытания Т|1С в закаленных от 1050 °C сталях типа 50Х4Г
Мп, мас.% т„с. °с D. % Д1/Ы0’ Мп. мас.% Т„ °C D, % Д1/1-10’
16,5 20 10 1.4 19,1 -20 10 0,8
16,5 20 20 2,3 19,1 -20 20 1,5
16,5 20 30 2,6 19,1 -20 30 1,8
18,0 20 10 0,5 19,1 200 10 0,1
18.0 20 20 1,0 19,1 200 20 0,2
18,0 20 30 1,5 19,1 200 30 0,4
19,1 400 30 0,0
19.1 20 10 0,2 26,0 20 10 0,1
19,1 20 20 0,6 26,0 20 20 0,2
19,1 20 30 0,9 26,0 20 30 0,3
ние становится смешанным (см. рис. 1.3, б) Уменьшение в стали 40Х4Г18Ф
количества хрома и марганца дестабилизирует аустенит, что равносильно
снижению температуры испытания. Поэтому в сталях 40Г15Ф и 40Г18Ф по-
следовательность изменения фрактографической картины разрушения ос-
тается такой же, как в стали 40Х4П8Ф, но образование смешанного излома
происходит при более высоких температурах Тис ~ 20 °C. Напротив, допол-
нительное легирование стали никелем смещает температуру охрупчивания
Тхр в область отрицательных значений. Так, в стали 40Х4Н8Г18Ф (8,4 мас.%
Ni) вязкое разрушение сохраняется до Тис= -196 °C.
Прочностные характеристики закаленных сталей понижаются с повы-
шением Тис (рис. 1.7). На временное сопротивление влияют два фактора:
разупрочнение аустенита при динамическом отдыхе и уменьшение количе-
ства ДД, е, определяемого по изменению Др/р, а также количества а-мар-
тенсита деформации, образующегося при растяжении. На предел текучести
действует только первый фактор. В качестве примера рассмотрим измене-
ние свойств трех сталей 40Х4Н6Г18Ф, 40Х4Г18Ф и 40Г15Ф. Предел текуче-
сти первых двух сталей при повышении Т11С от -70 до 20 °C снижается с 441
до 412 МПа. Временное сопротивление первой стали при -70 °C составляет
1029 МПа, а второй - 1250 МПа. Более высокое значение ов во втором слу-
чае обусловлено образованием ДД и мартенсита деформации. При -70 °C
разница указанных величин До составляет 221 МПа. При повышении тем-
пературы растяжения величина ов этих сталей уменьшается и при Тис = 20 °C
составляет 853 и 892 МПа соответственно, т. е. Дов = 39 МПа. В этом слу-
чае увеличение ов вызвано только появлением в аустените ДД. Более высо-
кое значение До при -70 °C обусловлено как большим количеством ДД, так
и присутствием в стали Е-мартенсита деформации. Из трех рассмотренных
сталей 40Г15Ф самая нестабильная: уже при Тис = 20 °C при растяжении в
ней наблюдаются ДД и мартенсит деформации, что позволяет получить са-
мое высокое значение ов = 980 МПа.
При увеличении Тис обнаруживается корреляция между уменьшением
количества деформационных двойников, е- и а-мартенсита, с одной сторо-
16
Рис. 1.7. Зависимость прочностных характеристик
(оП2. о,,), относительного изменения плотности
(Др/р), связанного с количеством пакетов (ДД + е),
количества сс-мартенсита (а), параметров пластич-
ности (8, 8С, 8р, \|/, \|/с, \|/р) от температуры испытания
при растяжении (схема):
Тк - комнатная температура, Тг - температура, выше которой при
растяжении образуются только деформационные двойники
ны, и снижением ов - с другой. В рассмот-
ренных сталях отмечали монотонное по-
вышение <j02 при снижении Тпс. Однако в
ряде работ [32, 33] наблюдали уменьше-
ние предела текучести в некоторой облас-
ти температур, обусловленное мартенсит-
ным у —> Е-превращением, незначительное
по сравнению с аналогичным явлением,
проявляющимся в никелевых сталях и описанным выше (при у —> «-превра-
щении можно наблюдать снижение о02 практически до нуля).
В марганцевых сталях, как и в никелевых, имеет место немонотонная
зависимость 8 = f(T„c). Так, в стали 40Х4Г18Ф при Т11С = 300 °C, когда дефор-
мация при растяжении протекает за счет скольжения дислокаций, величина
8 = 42%. При Т11С - 20 °C, кроме скольжения дислокаций, деформация осу-
ществляется и за счет двойникования, что повышает относительное удлине-
ние до 60%. Снижение Т11С до -70 °C обусловливает более интенсивное об-
разование ДД и Е-мартенсита, поэтому относительное удлинение снижается
до 39%. При Тпс = -70 °C в стали 40Х4Н6Г18Ф Е-мартенсит в структуре от-
сутствует и «относительное» удлинение возрастает до 47%. Следовательно,
появление Е-фазы снижает пластичность. Аналогичный вывод о влиянии
Е-фазы на пластичность сделан в работе [34], где исследовали сталь
50Х4Г20 (мас.%: 0,5 С; 4 Сг; 20 Мп). Авторы [34] считают, что пластины Е-
мартенсита вызывают концентрацию напряжений у границ зерен. В этих
местах образуются микротрещины, наблюдаемые в растровом электрон-
ном микроскопе. Роль у —> a-превращения в снижении пластичности менее
заметна. Однако в малоуглеродистых марганцевых сталях за счет у —> е-
превращения можно существенно повысить относительное удлинение [35].
В таких сталях на зависимости 8 = f(THC) иногда наблюдали два пика, один из
которых обусловлен у —> Е, а другой - у —> «-превращением [32, 33].
Другая характеристика пластичности - относительное сужение у - из-
меняется с температурой монотонно (см. рис. 1.7). При Тис = 300 °C уровень
\|/ в стали 40Х4Г18Ф очень высокий (80%). Снижение Тис до 20 °C обуслов-
ливает уменьшение относительного сужения до 55%, хотя излом остается
вязким, а меняются глубина и строение поверхности ячеек. При Т|1С = -70 °C
наблюдали смешанный излом, величина V = 40%. Отсутствие в структуре
стали 40Х4Н6П8Ф двойников и Е-фазы повышает уровень относительного
сужения до 55%. Аналогичную корреляцию между характером разрушения
и уровнем относительного удлинения наблюдали для других описанных
выше сталей.
17
Различие между зависимостями 8 = f(THC) и = f(Tllc) можно объяснить
следующим образом. Общее относительное удлинение б, которое можно
представить в виде суммы сосредоточенного удлинения 8С в шейке и равно-
мерного удлинения 8р, в метастабильных сталях определяется преимущест-
венно равномерной составляющей 8р (8С незначительно - см. рис. 1.7). На-
пример, при 20 °C в стали 40Х4П8Ф 8р = 50%, а 8С = 5%. Зависимость 8 =
= f(TlfC) немонотонна. Приведенное объяснение немонотонной зависимости
8 = f(Tl(C) по существу относится к 8р = f(Tnc). Зависимость 8С= f(Tllc) моно-
тонно снижается с уменьшением Тис, но ее вклад в общее значение относи-
тельного удлинения невелик. Поэтому общий ход функции 8р = f(T„c) и 8 =
= f(T„c) аналогичен.
Относительное сужение также представляет собой сумму двух состав-
ляющих: равномерной \|/р и сосредоточенной \|/с. Равномерные относитель-
ное удлинение и относительное сужение связаны между собой известными
формулами [36], поэтому зависимости 8р = f(T) и \/р - f(T„c) изменяются ана-
логично. При этом \ус = f(Tllc), как и 8С = f(TI1c), монотонно снижаются с
уменьшением температуры испытания. Однако между ними существует ко-
личественное различие. Сосредоточенная составляющая относительного
сужения, начиная с некоторой температуры Тг (см. рис. 1.7), возрастает на-
столько сильно, что несмотря на уменьшение \ур общее значение V сущест-
венно увеличивается. Это коррелирует с переходом от смешанного харак-
тера разрушения к вязкому. При Т„с > Тг в структуре деформированных ста-
лей мартенситные фазы отсутствуют и \j/c возрастает по мере уменьшения
количества деформационных двойников. Температура Тг может быть ниже
20 или выше комнатной температуры Тк в зависимости от легирования аус-
тенита, т. е. от его стабильности. Соотношение температур Тк и Тг опреде-
ляет в основном уровень пластичности сталей.
При сопоставлении температурных зависимостей ов, о02, 8, в никеле-
вых и марганцевых сталях обнаружены следующие закономерности. Во
всех сталях при снижении Тис прочностные свойства возрастают. Однако
одновременное повышение прочности и относительного удлинения в пер-
вом случае обусловлено развитием мартенситного у —> ос-превращения, во
втором - деформационным двойникованием, а в практически безуглероди-
стых сталях - мартенситными превращениями у —> (е, ос). Отсутствие корре-
ляции между зависимостями 8 = f(THC) и ху = f(T„c) обусловлено во всех ста-
лях неодинаковым вкладом равномерных и сосредоточенных составляю-
щих в общее значение величин 8 и Однако, если в никелевых сталях
уменьшение \|/с, связанное с появлением мартенсита деформации при сни-
жении Тис, полностью компенсируется увеличением \/р (и в широком интер-
вале температур испытания общее относительное сужение остается прак-
тически постоянным), то в марганцевых сталях ус снижается сильнее, чем
возрастает ур, и общее значение уменьшается.
Высокий уровень значений общего относительного сужения и сравни-
тельно небольшое уменьшение в никелевых сталях обусловлены доста-
точно высокой пластичностью мартенситных кристаллов, что проявляется,
в частности, в вязком характере разрушения образцов. Более низкий уро-
вень \|/ при Тис < Тк и сильное уменьшение \|/с в углеродистых марганцевых
18
Таблица 1.3
Ударная вязкость KCU и изменение плотности Др/р в изломе закаленных
аустенитных сталей при разных температурах испытания Тис
т °C 1 ИС’ KCU. МДж/м2 Др/р-1 о4 Т °C 1 ИС’ KCU. МДж/м2 Др/р-1 о4
Сталь 50Х4П8Ф Сталь 60ХЗГ8Н8Ф
300 2,5 0 20 2,6 0
20 2,5 2 -20 2,4 0
0 2,3 12 -70 2,2 2
-20 1,9 15 -196 1,1 10
-30 1,4 — Сталь 40Х4Н8П8Ф
-50 1,2 20 20 2,7 0
-100 1,0 24 -50 1,8 0
-196 0,5 25 -196 1,6 0
сталях коррелирует с хрупким разрушением мартенситных кристаллов.
При этом некоторые исследователи [34, 37] считают, что влияние Е-мартен-
сита на хрупкость стали более существенно, чем а-мартенсита, поскольку
пластины Е-фазы вызывают большую концентрацию напряжений, особен-
но у границ зерен, которые задерживают рост этих пластин.
Заслуживает внимания утверждение авторов [38] о том, что межатом-
ная связь в марганцевом мартенсите локализуется сильнее, чем в никеле-
вом. Это проявление ковалентности связи в решетке мартенсита может
быть одной из причин его повышенной склонности к хладноломкости, хотя
следует заметить, что указанная работа выполнена на сталях с содержани-
ем марганца менее 10%.
Влияние стабильности аустенита на ударную вязкость закаленной
от 1100 °C углеродистой марганцевой стали типа 40Х4П8Ф рассмотрено в
работе [39]. При комнатной температуре сталь разрушается вязко. При сни-
жении Т11С вязкое разрушение заменяется смешанным и уровень вязкости
уменьшается, по-видимому, из-за хрупкости Е-мартенсита деформации.
В закаленной стали 60Х4Г8Н8Ф наблюдали аналогишзую корреляцию
между характером разрушения и ударной вязкостью (табл. 1.3). Уменьше-
ние ударной вязкости происходит по той же причине, что и в стали
40Х4П8Ф. В стабильной стали 40Х4Н8П8Ф хрупкого разрушения зерен не
наблюдали. Поэтому уровень ударной вязкости этой стали выше, чем в ме-
тастабильных сталях 40Х4П8Ф и 6ОХЗГ8Н8Ф при всех температурах испы-
тания (см. табл. 1.3).
В заключение, учитывая работы [40-44], отметим, что при комнатной
температуре закаленные аустенитные стали имеют высокий уровень пла-
стических свойств и ударной вязкости. Применение таких сталей при по-
ниженных температурах может осложниться из-за снижения этих харак-
теристик, особенно в сталях на марганцевой основе. Снижение пластично-
сти и вязкости аустенита при низких температурах вызвано несколькими
причинами: 1) хрупкостью мартенситных кристаллов, образующихся при
у —> (е, а)-превращении в процессе испытания; 2) изменением магнитной
19
структуры аустенита; 3) увеличением ковалентной составляющей в меж-
атомных силах связи; 4) влиянием нерастворившихся при закалке второй
фазы (как правило, карбидов).
Аустенитные закаленные стали при комнатной температуре имеют по-
ниженную прочность. Наибольший предел текучести аустенитных сталей с
твердорастворным упрочнением достигает 500 МПа (высокоазотистый
аустенит не рассматривается). Этот уровень во многих практически важных
случаях не удовлетворяет запросы промышленности. Поэтому аустенитные
стали упрочняются термическими и термомеханическими методами, о ко-
торых речь пойдет ниже.
1.3. АЗОТСОДЕРЖАЩИЕ АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ
1.3.1. Физико-механические свойства при комнатной температуре
Введение в железо атомов других химических элементов увеличивает
его предел текучести [6, 45, 46]. Рост предела текучести сталей происходит
линейно по мере увеличения в твердом растворе содержания легирующих
элементов (см. рис. 1.1) [6]. Как видно, наиболее эффективно его упрочня-
ет азот, поэтому ему в настоящем разделе будет уделено основное внима-
ние. Исследованиям сталей, содержащим азот, посвящено много работ
(см., например, [9, 47-53]). Показано, что даже сравнительно небольшое
увеличение количества азота в твердом растворе приводит к повышению
прочностных свойств. Например, в закаленных от 1050 °C сталях
18Cr-10Ni, 18Cr-14Ni-3Mo, 20Cr-12Ni-10Mn-3Mo изменение содержания
азота от 0,05 до 0,35 мас.% повышает предел текучести о02 линейно - с 200
до 400 МПа и предел прочности О,. - с 550 до 700 МПа [51]. При этом отно-
сительное удлинение 5 снижается с 55 до 40%, относительное сужение \|/ -
с 75 до 65%, т. е. пластические свойства сохраняют достаточно высокий
уровень значений.
Повышение прочности аустенитных сталей при введении азота связано
со значительными статическими искажениями кристаллической решетки и
изменениями параметров его тонкой кристаллической структуры. С увели-
чением концентрации азота в у-твердом растворе возрастают параметры
кристаллической решетки, снижается энергия дефектов упаковки (ЭДУ),
наблюдается тенденция к изменению блоков мозаичной структуры и повы-
шению уровня микроискажений [9].
Причина разного влияния углерода и азота заключается в различии эле-
ктронного обмена между атомами этих межузельных элементов и атомами
железа. В отличие от углерода, легирование сталей азотом увеличивает
концентрацию электронов проводимости, т. е. усиливает металлический ха-
рактер межатомного взаимодействия [52]. Повышение содержания углеро-
да мало влияет на концентрацию электронов проводимости, что свидетель-
ствует о преимущественном вкладе его электронов в состояние d-полосы
железа ниже уровня Ферми и в формирование ковалентных межатомных
связей. Атомы азота, в отличие от атомов углерода, мигрируют в кристал-
лической решетке в сопровождении облака электронов проводимости, ло-
20
калыю изменяя характер межатомного взаимодействия [52]. Мессбауэров-
ские исследования обнаруживают принципиальные отличия в распределе-
нии атомов углерода и азота в ГЦК-железе: атомы углерода в Fe-C-бинар-
ных сплавах образуют кластеры, а в Fe-N-твердых растворах атомы азота
склонны к ближнему упорядочению [52]. Распределение атомов в аустени-
те наследуется при мартенситном превращении.
Азот неоднозначно влияет на ЭДУ сплава, т. е. на расщепление дисло-
каций, что, в свою очередь, отражается на механических свойствах твердо-
го раствора. Многочисленные экспериментальные данные о влиянии азота
на ЭДУ характеризуются значительным разбросом. Это влияние, видимо,
зависит от базового состава твердого раствора и до сих пор остается пред-
метом дискуссии.
Неподвижные атомы азота сильнее блокируют дислокации в аустенит-
ной стали, чем атомы углерода. В атмосферах атомов азота вокруг дисло-
каций локально увеличивается металлический характер межатомного взаи-
модействия, в то время как атмосферы атомов углерода усиливают кова-
лентные межатомные связи [52]. Замена первого взаимодействия вторым
приводит к охрупчиванию материала.
В [52] приведены зависимости предела текучести от размеров зерна в
аустенитных сталях, легированных углеродом и азотом. Из анализа указан-
ных зависимостей следует, что зернограничное упрочнение азотом превы-
шает таковое для углерода. Следовательно, легирование аустенитных ста-
лей азотом повышает коэффициент к в уравнении Холла-Петча (о02 = о0 +
+ kd~l/2, где d - размер зерна) сильнее, чем при легировании углеродом.
Первые работы по применению азота в качестве легирующего эле-
мента были опубликованы в 1938 г. (СССР, Германия) [53]. Выплавка ста-
лей велась при атмосферном давлении, поэтому полученные в твердом
растворе концентрации азота были незначительными, что и определяло
небольшое увеличение прочностных свойств. Второе «рождение» азота
как легирующего элемента произошло в некоторых странах при проведе-
нии плавок под повышенным давлением [53]. Это позволило обеспечить в
сплавах высокие концентрации азота и получать так называемые высоко-
азотистые стали (ВАС). В этих сталях концентрация азота выше его нор-
мальной растворимости. Доказано, что ВАС обладают на 30-150% более
высокими прочностными свойствами, чем безазотистые аналоги почти
всех классов сталей. Полная или частичная замена азотом Ni, Mo, V, Nb,
Со - это, по-видимому, эффективный подход к созданию новых материа-
лов. Применение ВАС позволяет значительно уменьшить расход дорогих
химических элементов, что обусловливает снижение стоимости сплавов.
Сравнительно недавно было показано канцерогенное влияние на орга-
низм человека марганца и никеля. Замена их азотом позволяет получать
экологически чистые изделия для использования в быту и пищевой про-
мышленности. В табл. 1.4 в качестве примера показаны механические
свойства высокоазотистых сталей. Чем больше в материале азота, тем
выше прочностные свойства (о02и Ов). Так, ВАС, содержащая 0,726% N,
имеет предел текучести, который практически в 2 раза превышает анало-
гичную характеристику в безазотистой стали. При этом относительное
21
Таблица 1.4 [53]
Химический состав, мас.%, и механические свойства азотистых сталей
после закалки (1100 °C, вода)
Сталь 0(1.2 oR 85 V кси.
МПа % МДж/м2
06Х18АГ12 0,05 12,8 18,0 0,414 Ост. 500 800 45 75 1,4
06Х18АГ12 0,05 12,0 18,0 0,640 Ост. 760 1100 38 62 U
06Х18АГ12 0,08 12,8 18,8 0,726 Ост. 788 1300 42 40 1,1
Таблица 1.5 [53]
Химический состав, мас.%, и механические свойства проволоки из азотсодержащих
аустенитных сталей (холодная деформация волочением)
N С Мп Сг Мо 0(1.2 Ов 8, %
м Па
1,02 0,06 18,4 17,5 2,08 2095 2095 6,2
0,59 0,08 18,0 17,8 0,13 1920 1930 8,2
0,39 0,01 20,2 14,0 0,14 1480 1560 7,9
удлинение 5, относительное сужение V и ударная вязкость KCU имеют до-
статочно высокие значения.
Характерной особенностью немагнитных ВАС является их высокая
упрочняемость при холодной пластической деформации, обусловленная
низким уровнем ЭДУ [46]. Например, в стали Х12Г18А (с 1 мас.% азота)
после закалки механические свойства имеют следующие значения: <5„ =
= 1020 МПа, <502 = 750 МПа, 5 = 50%, = 63%. Уже после небольшой хо-
лодной деформации (е = 10%) прочностные свойства заметно увеличива-
ются (<5В = 1140 МПа, <502 = 1000 МПа), а пластические характеристики ме-
няются незначительно (5 = 44%, \|/ = 60%). Увеличение степени деформа-
ции до 20% позволяет получить еще более высокие механические свойст-
ва: <5В = 1350 МПа, <502 = 1280 МПа, 5 = 27%, \|/ = 58%. Сильно упрочняет-
ся ВАС после холодной деформации волочением (табл. 1.5). Видно, что
при волочении прочностные свойства существенно возрастают с увеличе-
нием количества азота в твердом растворе.
1.3.2. Физико-механические свойства при низких температурах
Механические свойства закаленных азотистых сталей. Известно явле-
ние аномально высокого упрочнения азотсодержащих аустенитных сталей
в криогенной области температур. Относительно причин такого поведения
азотистого аустенита в литературе существует несколько мнений. Пикке-
ринг [54] объясняет его снижением энергии дефектов упаковки аустенита
при легировании азотом, что приводит к большому взаимодействию дисло-
каций и эффектам взаимного торможения. Авторы [55] видят причины рез-
кой температурной зависимости таких сталей в особенностях их дислокаци-
22
Таблица 1 6
Химический состав исследоиаппых сталей, мас.%
Сталь С N Мп Ni Сг Мо V
10Х18АГ18 0,07 0,49 21,0 — 17,6 — —
1ОХ18АГ18Н5МФ 0,09 0,41 19,0 4,9 16,4 1,6 1,3
Г20Н10 0,07 - 21,1 10,2 - - -
онной структуры упрочнение определяется сильным взаимодействием
между ядром дислокации и атомами элементов внедрения. Вместе с тем из-
вестно, что аустенитные стали на железомарганцевой основе способны пре-
терпевать магнитный переход парамагнетика в аптиферромагнетик, и это
оказывает существенное влияние на физические [56-60] и механические
[60-63] свойства материала. Более того, при некоторой температуре Тх в
антиферромагнитном аустените возможен еще один фазовый переход,
сопровождающийся структурной перестройкой кристаллической решетки
ГЦК -> ГЦТ [64-66].
Исследовали стали, химический состав которых приведен в табл. 1.6.
Дополнительное легирование стали 1ОХ18АГ18 никелем повышает ста-
бильность аустенита относительно образования мартенсита деформации и
предотвращает появление 5-феррита в структуре при одновременном вве-
дении молибдена и ванадия. Наличие в твердом растворе последних элемен-
тов делает возможным дисперсионное твердение и деформационное старе-
ние. Аустенитный сплав Г20Н10 взят в качестве аналога, близкого по кри-
сталлической и магнитной структуре к двум первым сталям (см. табл. 1.6),
но отличающийся от них отсутствием азота.
Все исследования проводили на образцах, подвергнутых изотермической
выдержке при 1100 °C в течение 2 ч с последующим охлаждением в воде. Ме-
таллографическая структура закаленных сталей представляла собой полиэд-
рические зерна с многочисленными двойниками отжига, что свидетельствует
о низкой величине энергии дефектов упаковки аустенита. Дилатометричес-
кие измерения показали, что аустенит исследуемых сталей стабилен по отно-
шению к мартенситному у —> е, «-превращению при охлаждении до -196 °C.
Однако на дилатометрической кривой стали 10X18АП 8 обнаружен мини-
мум, который располагается чуть ниже комнатной температуры (рис. 1.8,
кривая 2). В сталях 10Х18АГ18Н5МФ и Г20Н10 форма дилатометрических
кривых подобна, а минимумы сдвинуты в сторону отрицательных температур
(см. рис. 1.8, кривые 3, 4 соответственно). Эти эффекты обратимы при изме-
нении температуры в пределах - 196...500 °C. Известно [67, 68], что такими
дилатометрическими аномалиями в Fe-Mn-сплавах сопровождается переход
парамагнитного аустенита в антиферромагнитный.
При мессбауэровских исследованиях (рис. 1.9) о наличии перехода пара-
магнетик-антиферромагнетик в данных сталях свидетельствуют кривые
температурного сканирования N(T). Они имеют перегиб при температуре
Нееля TN Установлено, что в стали 1ОХ18АГ18 величина TN составляет
-10 °C. Анализ температурной зависимости параметров С (среднего изо-
мерного сдвига), S (интегральной интенсивности поглощения), Гр (ширины
23
Рис. 1.8. Дилатометрические кривые исследуемых сталей
в интервале температур (-196. ..500 °C):
1 - сталь 1ОХ18АГ18, закалка от 1100 °C. деформация на 50% при 20°C;
2 - 1ОХ18АГ18, 1100°С;3- 1ОХ18АГ18Н5МФ, 1100 °C: 4 - сплав Г20Н10,
1100”С
линии эффективного магнитного поля) и ре-
зультатов температурного сканирования N(T)
в стали 1ОХ18АГ18 показывает, что вблизи
некоторой температуры Т ~ Тх < TN) наблюда-
ется отклонение от регулярного хода указан-
ных кривых (см. рис. 1.9). Аномальное поведе-
ние зависимостей С(Т), f'(T), N(T) и Гр(Т)
вблизи одной температуры может свидетель-
ствовать о том, что при охлаждении сплавов
ниже Тх ==-100 °C в антиферромагнитном ау-
стените изменяется магнитный порядок.
Падение изомерного сдвига С и вероятности эффекта Мессбауэра f, на-
блюдаемое вблизи Тх, свойственно фазовым переходам первого рода [69,
70]. Аномалия зависимостей N(T) и Гр(Т) свидетельствует о возможном из-
менении симметрии магнитной структуры [66, 76]. Дополнительное легиро-
вание стали 1ОХ18АГ18 никелем, молибденом и ванадием (сталь
10Х18АГ18Н5МФ) принципиально не изменяет зависимости С(Т), N(T),
Гр(Т), хотя можно отметить некоторые особенности: температура Нееля
сместилась в сторону более низких температур (от -10 до -50 °C), точке
Тх =-100 °C не соответствует скачкообразное изменение параметров, по-
ведение С и Гр в окрестностях Тх характеризуется изменением наклона за-
висимостей от температуры, т. е. скачком первых производных параметров.
В безазотистой стали Г20Н10, по мессбауэровским данным, наблюдается
только переход парамагнетик-антиферромагнетик.
Для изучения кристаллической структуры аустенита ниже температуры
Тх проводили рентгенографическое исследование стали 1ОХ18АГ18. При
понижении температуры от 20 до -90 °C и ниже -НО °C интенсивность ди-
фрагированных рентгеновских лучей повышается (рис. 1.10, кривая 1), ши-
рина рентгеновского максимума уменьшается (кривая 2). Такое изменение
характеристик брэгговских отражений обусловлено уменьшением амплиту-
ды тепловых колебаний атомов из положения равновесия. При -90.. .-100 °C
наблюдается изменение брэгговских от-
ражений: линия (311)у уширяется и интен-
сивность падает, нарушается линейная за-
висимость параметра кристаллической
решетки аустенита (рис. 1.10, кривая 3).
Рис. 1.9. Зависимость параметров ЯГР спектров
стали 10Х18АГ18 от температуры:
1 - ширина линии Гр распределения эффективного магнитного
поля Р(Н); 2 - средний изомерный сдвиг С; 3 - интегральная
интенсивность поглощения S
24
Рис. 1.10. Параметры рентгеновской дифракцион-
ной линии (311 )у стали 10Х18АГ18 в интервале
температур-170...20 °C:
1 - приведенная к 20 °C интенсивность 1т/12П«с; 2 - приведенная к
20 °C ширина Д6г/Д9?о-6 3 - параметр кристаллической решетки а
-150 -100 -50 Т, °C
Подобные аномалии картины рентгенов-
ской дифракции указывают на возраста-
ние статических искажений и развитие ре-
шеточной неустойчивости ГЦК-фазы [71],
связанных с переходом через точку Т%. Для
идентификации этих искажений были по-
строены зависимости экспериментальных значений параметра кристалличе-
ской решетки а от функции Нельсона-Райли = l/2[cos20/sin0 + cos2 0/0] для
температур 20 и -170 °C. При 20 °C значения параметра а, рассчитанные по
линиям (220)г (311 )у и (222)у, укладываются на прямую, что типично для ку-
бических кристаллов. При -170 °C, т. е. ниже температурного интервала ре-
шеточной неустойчивости, зависимость а от S, не является прямой линией, что
качественно свидетельствует о понижении симметрии кристаллической ре-
шетки [72]. Значение параметра, рассчитанное по линии (311)у, располагает-
ся ниже, а рассчитанное по линии (220)у - выше линии, проведенной через
точку, соответствующую линии (222)р параллельно прямой для комнатной
температуры. Такое смещение рентгеновских максимумов, как и наблюдае-
мое ранее [71] на бинарном сплаве Fe-37% Мп, трактуется как тетрагональ-
ное искажение ГЦК-решетки аустенита с отношением осей с/а> 1.
Результаты измерения амплитудно-независимого внутреннего трения
подтверждают предположение о протекании двух фазовых переходов при
охлаждении исследуемых сталей (рис. 1.11). Логарифмический декремент
затухания Q_] имеет максимум в окрестности точки Нееля, после чего зна-
чения Q_, последовательно уменьшаются до 1-2 единиц. Модуль нормальной
упругости Е меняется более сложным образом. В интервале 300...-100 °C
температурная зависимость модуля Юнга определяется линейной функци-
ей. При приближении к комнатной температуре зависимость Е = f(T) стано-
вится более пологой, и при Т = -10 °C происходит более резкое снижение
модуля Юнга: наблюдается ДЕ-эффект, подобный описанным ранее для
сплавов на железомарганцевой основе [68, 73]. Нормальное изменение Е
-100 0 100 200 300 Т, °C
при температурах выше TN в стали
1ОХ18АГ18 составляет 100 МПа/град, что
типично для сплавов Fe-Mn, Fe-Mn-Ni,
Fe-Mn-Cr. Результаты измерения модуля
нормальной упругости стали 1ОХ18АГ18
согласуются с данными работы [73]. В би-
нарном сплаве Г20 величина ДЕ составля-
Рис. 1.11. Зависимость модуля Юнга Е и логариф-
мического декремента затухания Q_, стали
10X18 АГ 18 от температуры
25
ет 45-103 МПа, а при добавлении 12% Сг уменьшается до 8103 МПа. В ста-
ли, содержащей 18% Сг, величина ДЕ составляет 2-103 МПа. После спада
при TN линейный характер зависимости Е = f(T) восстанавливается в корот-
ком интервале температур 100...-80 °C.
При дальнейшем охлаждении значения Е вновь не пропорциональны Т.
Такое изменение Е коррелирует с описанными выше мессбауэровскими и
рентгеновскими аномалиями и свидетельствует о протекании двух фазовых
переходов ниже TN и Ту. Для стареющей стали 1ОХ18АГ18Н5МФ темпера-
турная зависимость модуля упругости качественно похожа, причем темпе-
ратура второй аномалии также равна -100 °C.
Предыдущие экспериментальные результаты описывали обратимые
изменения структуры исследуемых сталей при охлаждении и нагреве в диа-
пазоне 300.. .-196 °C. Ниже речь пойдет о поведении материала под нагруз-
кой при деформации растяжением. Наблюдается резкая температурная за-
висимость временного сопротивления G„ и предела текучести <502 в азотсо-
держащих сталях 1ОХ18АГ18 и 1ОХ18АГ18Н5МФ. Изменение предела те-
кучести будем характеризовать коэффициентом К = Да02/ЛТ (До0 2 _ изме-
нение предела текучести в определенном температурном интервале ДТ).
Этот коэффициент различен в интервалах температур: 600...200; 200...0;
0...-100; -100...-196 °C. Для указанных температурных интервалов вели-
чина К равна соответственно 0,25; 0,75; 3,5 и 4,0 МПа/град. Наряду с рез-
ким увеличением коэффициента К в области отрицательных температур
необходимо отметить высокий уровень предела текучести при -196 °C,
равный 1200 МПа. Пластичность с температурой испытания меняется не-
монотонно (рис. 1.12, а). Относительное удлинение 8 и относительное су-
жение \|/ максимальны при 20...-100 °C. При температурах выше 400 °C и
ниже -100 °C пластические свойства стали 1ОХ18АГ18 резко снижаются.
Механические свойства стали 1ОХ18АГ18Н5МФ при изменении темпера-
туры меняются аналогичным образом, но уровень пластических свойств
при -196 °C во второй стали существенно выше (8 = 35%,
\|/ = 44%). Предел текучести сплава Г20Н10 (рис. 1.12, б) в интервале тем-
ператур -196...400 °C меняется незначительно и интенсивность его изме-
нения составляет 0,01-0,02 МПа/град. Зато относительное удлинение это-
го сплава ниже 0 °C не только не снижается, как в азотистых сталях, а на-
против, возрастает. Временное сопротивление и относительное удлинение
существенно увеличиваются благодаря мартенситному превращению, про-
текающему при напряжениях <5 > о02. При испытании механических
свойств в исследуемых сталях развиваются сдвиговые превращения по схе-
ме у —> ДД -> е, характерной для железомарганцевых сталей, о чем свиде-
тельствует наличие дилатометрического эффекта Д1/1 [73]. Типичный вид
дилатометрической кривой деформированного образца показан на рис. 1.8,
кривая 1. О полноте развития у-» ДД —-> е-перехода судили по величине Д1/1
[73], приведенной в табл. 1.7. Полнота превращения увеличивается с рос-
том степени деформации при постоянной температуре и с понижением
температуры испытания при растяжении до фиксированной степени. Из
представленных данных следует также, что в стали 10Х18АГ18 мартенсит-
ное превращение развивается значительно интенсивнее, чем в стали
26
Рис. 1.12. Зависимость механических свойств сталей от температуры:
а - 10Х18АГ18 (о, х, А, □); 1ОХ18АГ18Н5МФ (•,+, А, ); б - Г20Н10
10X18 АГ18Н5МФ. В частности, значения Д1/1 после растяжения на 6% при
-196 °C составляют соответственно 0,9-10-3 и 0,35-10-3. Аустенит сплава
Г20Н10 также метастабилен относительно образования деформационных
двойников и е-фазы при растяжении, что подтверждается наличием не-
обратимого дилатометрического эффекта в деформированных образцах.
Разрушение сталей 1ОХ18АГ18 и 1ОХ18АГ8Н5МФ при комнатной тем-
пературе происходит по телу зерна путем зарождения и слияния микропор
и приводит к формированию равноосных ямок на поверхности разрушения.
В первой стали процесс разрушения малоэнергоемок, о чем свидетельству-
ет небольшая глубина ямок (рис. 1.13, а). Во второй стали чашечки глубже
и крупнее, встречаются небольшие участки квазискола (рис. 1.13, б). Разли-
чия в разрушении двух сталей, несущественные при 20 °C, усиливаются по
мере понижения температуры испытания. При -196 °C в стали 1ОХ18АГ18
трещина распространяется преимущественно по границам зерен, самым ти-
шшным элементом на фрактограмме является скол (рис. 1.13, в). Не более
2)% площади излома занимает квазискол, фасетки которого окружены
мелкими ямками (рис. 1.13, г). В стали 1ОХ18АГ18Н5МФ характер излома
практически не меняется по сравнению с комнатной температурой, но не-
сколько возрастает доля квазискола.
Относительно причин изменения механических свойств сталей, содер-
жащих азот, можно высказать следующие соображения. Величина предела
текучести в интервале 200...600 °C обусловлена двумя факторами: раз-
"трэчнением матрицы с повышением температуры растяжения и деформа-
27
Таблица 1.7
Величина дилатометрического эффекта AI/I сталей, деформированных растяжением
Сталь Темпера- тура де- форма- ции, °C Степень дефор- мации, % Д1/1Ю' Сталь Темпера- тура де- форма- ции, °C Степень дефор- мации,, % Д1/1 10'
10Х18АГ18 20 6 0,29 1ОХ18АГ18Н5МФ 20 6 0,17
1ОХ18АГ18 20 30 0,65 1ОХ18АГ18Н5МФ 20 38 0.47
10Х18АГ18 20 50 1,18 10Х18АГ18Н5МФ -196 6 0,35
10Х18АГ18 -196 6 0,91 10Х18АГ18Н5МФ -196 22 0,97
Таблица 1.8
Пределы текучести и коэффициенты К = Дстп-2/ДТ закаленных марганцевых сталей
Сталь. TN. °C т„„. °C о(12, МПа дт. °C К, МПа/град
75Г2О* -196 750 -196...20 1.6
40 °C -90 430
20 370 20...200 0,3
100 340
200 310
26Г20ФМ* -196 670 -196...20 1,4
40 °C -90 500
20 380 20...200 0,7
100 310
200 250
73Г20ФМ* -196 1100 -196...20 2,5
50 °C -90 750
20 580 20...200 0,7
100 500
200 440
10Х18АГ18 -196 1200 -196...-100 4,4
-10 °C -100 770 -100...TN 3,5
-10 550 Tn...200 1,1
200 300 200...800 0,25
800 150
10Х18АГ18Н5МФ -196 1160 -196...-100 4,0
-40 °C -100 770 -100...TN 3,3
-40 650 Tn...200 1,5
200 270 200...800 0,1
800 210
Данные работы (63].
Рис. 1.13. Фрактограммы сталей (разрушение при растяжении), Х1000:
- сТиЛЬ 10Х18АГ18, разрушение при 20 °C; б - сталь 1ОХ18АГ18Н5МФ (20 °C); в, г - сталь 10Х18АГ18. разрушение
при -196 °C
ционным старением, которое, возможно, происходит за счет появления клас-
теров, содержащих хром и азот, и увеличивает предел текучести. Эффект де-
формационного старения на стали близкого состава (0,09% С; 0,43-0,59% N;
18.9% Мп; 18,7% Сг) наблюдали ранее [74]. О протекании деформационно-
? о старения свидетельствует также изменение пластичности: 5 и сущест-
венно уменьшаются с возрастанием температуры выше 400 °C. Плавное
уменьшение предела текучести вызвано преобладанием первого фактора.
При температурах 200...0 °C деформационное старение отсутствует и ха-
рактеристики пластичности остаются неизменными. При понижении тем-
пе; натуры испытания увеличивается о0 2. Резкое упрочнение азотистого аус-
тенита в криогенной области температур принято связывать с сильным тер-
пением дислокаций атомами азота. Это утверждение согласуется с дан-
яы ми работы [75], в которой установлено, что энтальпия связи атомов азо-
с дислокациями в аустените очень велика, превышает аналогичную ха-
рактеристику для углеродных атомов и сопоставима с энтальпией связи
примесей внедрения с дислокациями в a-железе. По нашему мнению, дан-
- е обстоятельство, безусловно, влияет на формирование прочностных ха-
р ктеристик азотистых сталей, но обусловливает, вероятнее всего, абсо-
29
лютный высокий уровень значений ст,, и (Т02, а не увеличение скорости изме-
нения предела текучести с понижением температуры (изменение наклона
зависимости <т02 - Т).
Важными для упрочнения этих материалов представляются особеннос-
ти электронной структуры аустенита при легировании азотом, роль кото-
рой особенно велика при низких температурах, когда тепловые колебания
затухают и решающее значение приобретает форма и высота барьеров
Пайерлса [76]. Кроме того, необходимо принять во внимание фазовые пре-
вращения, происходящие при охлаждении азотистого аустенита (без нагруз-
ки, до начала движения дислокаций). В частности, существенным фактором
упрочнения исследуемых сталей может служить магнитный переход в точ-
ке Нееля. Перегиб на температурной зависимости прочностных свойств
сталей 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ совпадает с температурой магнит-
ного упорядочения. Ранее подобная корреляция была установлена для би-
нарных и углеродистых железомарганцевых сталей аустенитного класса,
претерпевающих превращение парамагнетик - антиферромагпетик. Сопос-
тавим их механические свойства со свойствами исследуемых сталей, вос-
пользовавшись данными работы [63] (табл. 1.8).
Для бинарных сплавов железа с 32-36% Мп, не содержащих элемента
внедрения, характерна слабая температурная зависимость предела текучес-
ти [63], коэффициент Кп = До02/ДТ в парамагнитном состоянии составляет
0,1-0,17 МПа/град и незначительно возрастает при антиферромагнитном
упорядочении (Ка = 0,5 МПа/град). В исследованном нами сплаве Г20Н10
коэффициенты К„ и Ка еще ниже и равны 0,01 и 0,02 МПа/град соответст-
венно. Легирование углеродом в количестве 0,26-0,75 мас.% приводит к
увеличению значений К, причем более существенному в области темпера-
тур антиферромагнитного состояния. В зависимости от химического соста-
ва углеродистых сталей величина К меняется от 1,4 до 2,5 МПа/град. Уве-
личение коэффициента ниже температуры TN объяснено [63] с помощью
представлений о «магнитодисперсионном твердении». Области с различ-
ным атомным окружением имеют разную температуру антиферромагнит-
ного упорядочения. Вблизи TN существуют гетерогенная магнитная струк-
тура и связанные с ней упругие искажения, возникающие из-за разницы в
величине коэффициента линейного расширения пара- и антиферромагнит-
ных областей. Предел текучести постепенно повышается при удалении от
TN за счет монотонного увеличения упругих искажений вокруг обогащен-
ных железом кластеров. В рамках такой модели магнитодисперсионного
твердения укладывается изменение о02 бинарных сплавов Г32, Г36, а также
сплава Г20Н10. Для углеродистых сталей, в которых величина Ка возраста-
ет более существенно, авторы [63] вынуждены сделать предположение о
наличии облаков из атомов элемента внедрения уже при содержании угле-
рода 0,27%. В противном случае рассчитанный диаметр магнитной неодно-
родности перекрывает парамагнитные области.
В азотсодержащих сталях <т02 повышается еще более значительно (см.
табл. 1.8): коэффициент К для антиферромагнитного аустенита в интер-
вале Tn...-196 °C составляет 3,26-3,5 МПа/град, для парамагнитного -
1,2-1,5 МПа/град. Поскольку наклон кривой «о02 - Т» претерпевает столь
30
сильное изменение в окрестности температуры TN, то корректнее оцени-
вать коэффициент К в некотором удалении от TN на таких отрезках, где за-
висимость о02 от температуры определяется линейной функцией. Так, при
температурах выше 200 °C величина Кп составляет 0,1-0,25 МПа/град, в ан-
тиферромагнитном состоянии ниже -100 °C Ка равна 4,0-4,4 МПа/град.
Столь высокими значениями коэффициента Ка азотистый аустенит облада-
ет при наличии менее 0,5% N, тогда как в углеродистом аустените, содержа-
щем 0,75% элемента внедрения, величина К примерно в 2 раза меньше.
Дополнительный вклад в упрочнение азотсодержащих сталей может
вносить другой фазовый переход при Т < -100 °C. Известно [67], что анти-
ферромагнитная структура аустенита близкого состава характеризуется на-
личием четырех магнитных подрешеток, каждая из которых ориентирова-
на вдоль одного из направлений <111>, так что полный магнитный момент
элементарной ячейки равен нулю. Ниже некоторой температуры (условно
'□означаемой как TN или Тх) такой тип магнитного порядка перестает быть
стабильным и преобразуется в коллинеарную магнитную структуру вдоль
эп <001>, при этом меняется симметрия кристаллической решетки, проис-
ходит превращение ГЦК —> ГЦТ. Такой переход характерен для большой
группы железомарганцевых сплавов - от чистого у-маргапца [64] до бинар-
ных сплавов Fe - 30-15% Мп [66], он имеет место и в сталях 10Х18АГ18 и
Х18АГ18Н5МФ. Об этом свидетельствуют аномалии параметров мес-
-' лэровской спектроскопии и рентгеновской дифракции, изменение моду-
ле Юнга. Можно предположить, что тетрагональное искажение кристалли-
еской решетки аустенита влечет за собой упорядочение атомов азота
•соль оси С подобно тому, как это происходит в а-мартенсите углеродис-
тых сталей. Это обстоятельство может быть определяющим в сильном уп-
р тении и резком охрупчивании исследуемых сталей ниже -100 °C.
Таким образом, магнитное состояние аустенита и связанные с ним изме-
еяия в кристаллической решетке сплава могут оказывать влияние на фор-
ание механических свойств материала.
Падение характеристик пластичности в обеих азотистых сталях при од-
температуре -100 °C можно объяснить ГЦК ГЦТ-переходом. Уро-
. до к эторого снижается пластичность при -196 °C, и характер разруше-
е - при этой температуре неодинаковы и определяются интенсивностью
а • вого превращения типа у —> ДД, е при растяжении. При закалке стали
“АГ18Н5МФ, по-видимому, не удается полностью предотвратить рас-
й _: пресыщенного твердого раствора и образование кластеров V-N(C).
~ дессы характерны для железомарганцевых сталей других составов и
_' -пуживаются в виде ряби на электронно-микроскопических изображени-
I Р е стадии распада пересыщенного твердого раствора стабилизируют
. _ как образования относительно ДД, так и Е-кристаллов при растя-
л. ’ стали 10Х18АГ18Н5МФ, кроме того, стабилизирующее влияние ока-
. - никель При повышенных температурах все структурные составляю-
. разрушаются вязко. При этих условиях стабилизация деформационного
лования уменьшает пластичность, наведенную благодаря у —> ДД,
_—) ению при растяжении в стали 10Х18АГ18Н5МФ, а нестареющая
—" ’ X’ 8АГ18 обладает преимуществом. При снижении температуры ис-
31
Таблица / 9
Химический состав исследованных сталей, мае, %
Сталь С N Мп Ni Сг Мо V
10Х18АГ18 0,07 0,49 21,0 — 17,6 — —
10Х18АГ18Н5МФ 0.09 0,41 19,0 4,9 16,4 1,6 1,3
Г20Н10 0,07 — 21,1 10,2 — — —
10Х18АГ10Н20 0,03 0,28 9,5 21,1 17,5 - -
Таблица I 10
Предел текучести Gn, при 20 °C, удельная магнитная восприимчивость %
и температура Нееля TN, определенная из зависимости Х(Т)
Сталь Обработка с,,,. МП л X-10*. см Vr Tn. °C
10Х18АП8 Закалка 450 14,8 -57
10Х18АГ18 Закалка, деформация 10% при 200...300 °C 700 14,3 -23
10Х18АГ18Н5МФ Закалка 460 14,0 -63
10Х18АГ18Н5МФ Закалка, старение 800 °C, 2 ч 470 15,7 -58
Г20Н10 Закалка 230 26,4 -23
10Х18АГ10Н20 Закалка 350 26,7 -
пытания до -196 °C относительная доля е-кристаллов в пакетах (ДД + е) воз-
растает. Кроме того, эти кристаллы становятся хрупкими, что проявляется в
изломе. Поэтому при -196 °C большей пластичностью обладает сталь
10Х18АГ18Н5МФ, в которой таких кристаллов образуется меньше.
Температурные зависимости физических свойств азотистых сталей
(магнитная восприимчивость, электросопротивление и параметры реше-
ток). Исследованию подвергали стали, химический состав которых приве-
ден в табл. 1.9. Закаленные стали имеют однофазную аустенитную структу-
ру. После 2-часовой выдержки при 1100 °C в нестареющих сталях
10Х18АГ18, Г20Н10, 10Х18АГ10Н20 размер зерна увеличивается до
200 мкм. Ванадиевая сталь 1ОХ18АГ18Н5МФ в этих условиях остается
мелкозернистой (60-30 мкм). Во всех сталях закалка в воде обеспечивает
скорость охлаждения, достаточную для получения свободных от выделений
границ. Стали с такой однотипной зеренной структурой имеют разную ве-
личину предела текучести (табл. 1.10). Конкретные значения предела теку-
чести Go 2 в сталях этой группы находятся в полном соответствии с а02, Рас"
считанным по формуле Пиккеринга [77], связывающей вклад различных
химических элементов в твердорастворное упрочнение аустенита. При
этом главным фактором упрочнения является элемент внедрения азот:
1 мас.% азота приводит к повышению предела текучести стали до
500 МПа. Среди элементов замещения заметный вклад вносит хром, хотя
он обладает небольшим удельным воздействием (3,6 МПа/%). При 18% хро-
ма предел текучести увеличивается на -70 МПа.
Легирование аустенита марганцем и никелем не влияет заметным обра-
зом на значение обсуждаемой характеристики. Теплая деформация стали
32
Рис. 1.14. Зависимость удельной магнитной
восприимчивости сталей от температуры:
1 - 1ОХ18АГ18. закалка; 1а- 10Х18АГ18, закалка, дефор-
мация 10% при 300 °C; 2 - 10Х18АГ18Н5МФ, закалка;
2а - ЮХ18АГ18И5МФ, закалка, старение 800 °C, 2 ч; 3 -
Г20Н10, закалка; 4 - 10Х18АГ10Н20, закалка; 4а -
10X18АГ10Н20 (зависимость 1/(х - Хо) от температуры)
10X18 АГ 18 существенно увеличива-
ет значения предела текучести в
сравнении с закаленным состоянием
за счет повышения плотности дисло-
каций и образования атмосфер ато-
мов азота на них [78]. Изотермичес-
кая выдержка при 800 °C приводит к
перестариванию стали 10Х18АГ18Н5МФ: ее предел текучести практически
не изменяется. Следовательно, такой режим нагрева обеспечивает поздние
стадии распада, для которых характерны большая объемная доля избыточ-
ной фазы типа VN, крупные размеры частиц карбонитридов ванадия, силь-
ное обеднение у-матрицы азотом и ванадием [79].
Отметим, что после всех обработок аустенит исследуемых сталей стаби-
лен относительно у —> Е, «-превращения при охлаждении до температуры
жидкого азота. Это обстоятельство исключает влияние мартенситных кри-
сталлов на описанные ниже изменения магнитной восприимчивости и элек-
тросопротивления.
Результаты измерения удельной магнитной восприимчивости представ-
лены в табл. 1.10 и на рис. 1.14. Видно, что температурные зависимости %
весьма разнообразны. В азотсодержащей закаленной стали с наибольшим
содержанием никеля 10Х18АГ10Н20 значения магнитной восприимчивости
монотонно уменьшаются с повышением температуры и при комнатной тем-
пературе составляют 26-10~6 см3/г (рис. 1.14, кривая 4). Экстраполяцией зави-
симости /(1 /Т) в интервале температур -70.. .20 °C получено значение посто-
янной величины %0 = 11 • 10"6 см3/г. Зависимость 1/(% - %0) линейно меняется с
температурой (рис. 1.14, кривая 4, а), что свидетельствует о выполнении за-
кона Кюри-Вейса: % - %0 = С/(Т - 0). Проекция этой зависимости на ось абс-
цисс дает парамагнитную температуру Кюри 0 = - 253 °C. По наклону этой
прямой определена величина постоянной Кюри С = 0,4-104 г/(см3трад), по
которой рассчитан эффективный магнитный момент, приходящийся на
_ средненный атом сплава 0,23цв.
Сталь 10Х18АГ10Н20 является единственным примером парамагнети-
ка ланжевеновского типа из всей группы сталей, изучаемых в работе; для
'’ стальных сталей характерна слабая зависимость магнитной восприимчи-
ва сти от температуры, кроме того, на кривых %(Т) наблюдаются особен-
. ости в виде максимумов или перегибов, температуры TN которых приве-
дены в табл. 1.10. Ранее в этих сталях при температурах, близких к TN, бы-
ли обнаружены аномалии некоторых физических свойств, связанные с пе-
реходом через точку Нееля. Нейтронографическими исследованиями, вы-
лненными на сплавах Fe-Mn с концентрацией железа 0,4 < Fe < 0,85,
—ановлено [80], что антиферромагнитное упорядочение приводит к
33
неколлинеарной магнитной структуре, состоящей из четырех магнитных
подрешеток.
Полагая, что особенности магнитной восприимчивости при TN имеют
общую природу - переход из парамагнитного в антиферромагнитное состо-
яние, отметим некоторые особенности кривых у(Т) при TN, связанные с ле-
гированием сталей и их обработкой [80-88]. Так как хром и марганец не не-
сут локализованного магнитного момента, изменение их концентрации сла-
бо влияет на магнитное состояние сталей, и основной вклад дает никель.
С увеличением содержания никеля до 10% и более заметно возрастает ве-
личина удельной магнитной восприимчивости. По виду кривых 1 и 2 (см.
рис. 1.14), характеризующих слабую температурную зависимость % и низ-
кие значения % при комнатной температуре, можно предположить, что маг-
нитные свойства сталей 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ удовлетворитель-
но описываются в рамках модели коллективизированных электронов, при-
чем легирование последней стали никелем делает максимум при температу-
ре Нееля более выраженным. Увеличение содержания никеля до 10% при-
водит к еще более крутой зависимости % от температуры и повышает ее
значения в парамагнитной области (сплав Г20Н10, кривая 3). Наконец, в
стали 10Х18АГ10Н20 (кривая 4) изменяется вид температурной зависимос-
ти и появляется нескомпенсированный магнитный момент.
О влиянии обработок сталей 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ на магнит-
ную восприимчивость можно судить при сравнении кривых 1 и 1а, 2 и 2а
(см. рис. 1.14). Как теплая деформация, так и старение приводят к тому, что
максимумы на зависимостях %(Т) исследуемых сталей при температуре Не-
еля становятся менее выражены, чем в закаленном состоянии. Логично
предположить, что в таких многокомпонентных системах, как исследован-
ные стали, существуют области неоднородного химического состава.
Вследствие этого наблюдаемая нами температура TN является усредненной
для этих областей. Теплая деформация и распад пересыщенного твердого
раствора сопровождаются интенсивной диффузией легирующих элементов
и создают условия для их перераспределения, и в результате этих обрабо-
ток усиливается химическая неоднородность твердого раствора, а магнит-
ный переход в сталях, подвергнутых дополнительной обработке, наблюда-
ется в более широком интервале температур.
Температурная зависимость электросопротивления исследованных сталей
представлена на рис. 1.15. В стали 10Х18АГ10Н20, парамагнитной во всем
диапазоне измерений, р монотонно снижается при охлаждении (рис. 1.15, кри-
вая 4). Для сталей Г20Н10,1ОХ18АГ18Н5МФ и 10Х18АГ18 электросопротив-
ление линейно зависит от температуры. В области точки Нееля TN наклон
прямых р(Т) меняется. Для двух последних сталей при температуре несколько
ниже -120 °C наблюдается дополнительный менее выраженный излом на пря-
мых р(Т) при Тх. Можно предположить, что, как и в системе y-Fe [80], точка
Тх представляет собой температуру перехода от неколлинеарной антиферро-
магнитной структуры к коллинеарной. Как показано в [81], такой переход в
исследованных сталях сопровождается также изменением симметрии крис-
таллической решетки от кубической к тетрагональной, падением пластичнос-
ти, аномалиями модуля Юнга и характеристик ЯГР-спектров.
34
Рис. 1.15. Зависимость удельного электросопротив-
ления сталей от температуры:
1 - 10Х18АГ18, закалка: 1а - 1ОХ18АГ18, закалка, деформация
10% при 300 °C; 2 - 10Х18АГ18Н5МФ. закалка; 2а -
10Х18АГ18Н5МФ, закалка, старение 800 °C. 2 ч; 3 - Г20Н10,
закалка; 4 - 10Х18АГ10Н20, закалка
Для определения параметров линей-
ной зависимости экспериментальные точ-
ки кривых электросопротивления обра-
ботаны методом наименьших квадратов
по формуле р = А + ВТ, где А = р0* - эф-
фективная величина остаточного элект-
росопротивления, полученная экстрапо-
ляцией линейной зависимости на нулевую
температуру; В = dp/dT - температурный
коэффициент электросопротивления.
Расчет проведен для сталей в парамаг-
нитной области (Т > TN) и магнитоупоря-
доченном состоянии: (Тх < Т < TN), в обла-
сти температур Т < Тх, результаты сведе-
ны в табл. 1.11. Как известно, электросо-
противление металлов определяется рас-
сеянием электронов проводимости: 1) на
статических искажениях кристаллической решетки, связанных с наличием
дислокаций, внедренных и замещенных атомов и т. д. (р^); 2) на тепловых
колебаниях решетки - р(Т); 3) в случае магнитоупорядочивающихся спла-
вов - на спиновом беспорядке - рм(Т). В ряду сталей 10Х18АГ18,
10Х18АГ18Н5МФ, Г20Н10, 10Х18АГ 10Н20 величина р^ для парамагнитно-
го состояния (при Т > TN) незначительно возрастает по мере увеличения
содержания никеля. Эти данные согласуются с мнением авторов [82] о
сильном влиянии никеля на остаточное сопротивление парамагнитных
ГЦК-сплавов на основе Fe-Mn. Такая закономерность согласуется с приве-
денными выше данными о магнитной восприимчивости и подтверждает
предположения о появлении локализованных магнитных моментов на ато-
мах никеля и возрастании их роли в формировании некоторых свойств спла-
вов при легировании. Температурный коэффициент электросопротивления
В) определяется наклоном кривых р(Т). Из литературных данных известно
[82. 83], что в парамагнитном состоянии элементы замещения Сг, Мп, Ni не
изменяют этой характеристики, а легирование углеродом приводит к более
пологой зависимости р(Т).
По данным табл. 1.11, в закаленных сталях, содержащих азот, величи-
на dp/dT составляет (0,067-0,080) 10-8 Омм/град, в то время как в безазо-
тистом сплаве Г20Н10 значение этого коэффициента ниже: dp/dT =
= 0,050-10-8 Ом м/град. Следовательно, азот влияет на электросопротив-
ление аустенита подобно углероду.
При охлаждении исследуемых сталей ниже TN электросопротивление
меняется аномально. Обычно увеличение степени магнитного порядка при-
35
Таблица 1.11
Физические характеристики высокомаргапцевых аустенитных сталей
(параметр решетки а при комнатной температуре, удельное электросопротивление р,
Ро*, dp/dT п коэффициент расширения а в различных температурных интервалах)
Сталь, обработка а, А р-10я, Ом-м Тем ператури ы й интервал рпЮя, Омм dp/dT- 10я, Ом-м/град а-10е. град-1
1ОХ18АГ18, 3,620 77,0 T>TN 57,3 0,067 12,6
закалка 55.0 0,050 -
Деформация, — 71,5 TX<T<TN 72,2 0,006 7,4
200°С, 10% 65,0 0,010 -
T<TZ 70.2 0,017 5,1
63,4 0,020 -
1ОХ18АГ18Н5МФ, 3,618 84,5 T>TN 59,3 0,070 15,0
закалка 55,8 0,067 -
Старение, — 75,0 тх < т < tn 70,3 0,020 4,6
800°С, 2 ч 66,7 0,078 -
T<TX 68,0 0,050 2,1
66,0 0,020 -
Г20Н10 — 78,0 T>TN 63,3 0,050 —
T<TN 72,0 0,020 -
10Х18АГ10Н20 3,602 87,5 T > -90 °C 66,3 0,080 13,5
водит к уменьшению электросопротивления, и при Т < TNзначения р убы-
вают с понижением температуры быстрее, чем при Т > TN [80]. Однако за-
висимости р(Т) при Т < TN становятся более слабыми. Следует особо отме-
тить резкое понижение температурного коэффициента электросопротив-
ления в сталях: например, в закаленной стали 1ОХ18АГ18 величина dp/dT
уменьшается примерно в 10 раз при уменьшении температуры ниже TN (см.
табл. 1.11). Подобное поведение наблюдалось для сплавов с содержанием
Мп от 15 до 40% y-FeMn [84].
Влияние обработок на удельное электросопротивление сводится к изме-
нению абсолютных значений р при сохранении линейных температурных
зависимостей р(Т) (сравнить кривые 1 и 1а; 2 и 2а на рис. 1.15). Теплая де-
формация стали 10Х18АГ18, несмотря на вносимые дефекты кристалличе-
ского строения, увеличивает электропроводность на 10%, как в [85]. Распад
пересыщенного твердого раствора стали 1ОХ18АГ18Н5МФ уменьшает эле-
ктросопротивление в сравнении с закаленным состоянием. Выделение нит-
ридов ванадия влияет на р так же, как и образование карбидов ванадия в
хромомарганцевой стали [86].
Антиферромагнитное упорядочение исследуемых сталей влияет на
межатомные расстояния. Парамагнитная сталь 10Х18АГ10Н20 имеет ли-
нейную зависимость параметра решетки а от температуры (рис. 1.16, кри-
вая 3), при этом термическое расширение связано с энгармонизмом коле-
баний кристаллической решетки и с возбуждением электронов проводимо-
36
Рис. 1.16. Зависимость параметра решетки закален-
ных сталей 1ОХ18АГ18 (I), 1ОХ18АГ18Н5МФ (2),
10Х18АГ10Н20 (3) [88] от температуры
сти, что характерно для металлов в маг-
нитоупорядоченном состоянии [87, 88].
В сталях 10Х18АГ18 и 1ОХ18АГ18Н5МФ
наблюдаются особенности в изменении
параметра решетки: в интервале темпе-
ратур антиферромагнитного упорядоче-
ния значения а изменяются слабо и зави-
симость «(Т) отклоняется от линейной
(рис. 1.16, кривые 1 и 2). Это следствие
малого теплового расширения исследуе-
мых сталей в антиферромагнитном со-
стоянии, причем коэффициент линейного
расширения уменьшается при переходе
от неколлинеарной магнитной структуры к коллинеарной (см. табл. 1.11),
и в стали 10Х18АГ18Н5МФ его величина составляет -2,1-10^ град-1 при
-110...-155 °C.
Интересно отметить, что инварный эффект в указанных сталях сочета-
ется с аномалией модуля Юнга (ДЕ-эффектом) [81]. Не обсуждая детали не-
монотонной зависимости Е(Т) в интервале магнитных фазовых переходов,
укажем лишь, что в итоге значения Е изменяются на 1,5% при охлаждении
на 100 °C ниже TN (от 188• 10-3до 1991CF3 МПа в стали 10Х18АГ18, от 194 10 3
до 197-10-3 МПа в стали 10Х18АГ18Н5МФ), в то время как в парамагнитной
области величина Е меняется с температурой на порядок быстрее.
Аномалии мессбауэровского спектра азотистых сталей в интервале ан-
тиферромагнитного упорядочения. Мессбауэровскому исследованию [89]
подвергали аустенитные азотистые стали 1ОХ18АГ18, 10Х18АГ18Н5МФ,
Г20Н10 после закалки от температуры 1100 °C или нитридного старения
при 800 °C (выдержка 2 ч). Состав сталей представлен в табл. 1.6. Стали по-
сле всех обработок имели однофазную аустенитную структуру, стабильную
относительно у —»е-, «-превращений при охлаждении до температуры жид-
кого азота.
Мессбауэровские спектры исследуемых сталей в парамагнитном состо-
янии имеют вид одиночной линии. В соответствии с современными пред-
ставлениями, спектры Fe-N аустенита аппроксимируются сочетанием двух
компонент: 1) монолинией, соответствующей атомам железа, не имеющим
атомов азота в междоузлиях первой координационной сферы; 2) дублетом,
соответствующим атомам железа с одиночными и находящимися в 180°-й
конфигурации (N-Fe-N) атомами азота, расположенными вдоль направле-
ния <100>. Ниже температуры антиферромагнитного упорядочения спект-
ры приобретают вид нерасщепленного секстета. Установление магнитно-
го порядка не приводит к расщеплению спектров на отдельные компонен-
ты из-за слабых внутренних эффективных магнитных полей на ядрах же-
леза. Так, в низкотемпературных экспериментах по измерению магнитной
37
Рис. 1.17. ЯГР-спектры сталей 1ОХ18АГ18 (а) и 1ОХ18АГ8Н5МФ (б), измеренные при темпе-
ратурах 166 (I) и 80 К (2)
восприимчивости установлено [88], что величина эффективного магнитно-
го момента, приходящегося на атом, в сплавах этой группы не превышает
0,23рв. При охлаждении ниже температуры TN ЯГР-спектры становятся
асимметричными (рис. 1.17). По данным работы [90], в сплавах близкого
состава наблюдаются магнитные фазовые переходы, которые авторы
трактуют как переход типа парамагнетик-антиферромагнетик с критичес-
кой точкой TN и переход типа антиферромагнетик-спиновое стекло с кри-
тической точкой Тх.
Анализ формы спек гров в модели сверхтонкого магнитного взаимодей-
ствия дает следующую информацию о функции распределения эффектив-
ных магнитных полей на ядрах железа Р(Н): в закаленной стали 10Х18АГ18
Р(Н) имеет вид однопикового распределения гауссовой формы. Ширина
распределения Гр существенно возрастает (с 0,25 до 0,37 мм/с) на интервале
в несколько десятков градусов ниже температуры TN, что отражает появле-
ние в распределении внутренних магнитных полей дополнительной компо-
ненты, отличной от нуля. Среднее магнитное поле Н, определяемое как
Х1фР(Н,), увеличивается по мере затухания тепловых колебаний ниже TN,
при этом температура Тх проявляется на зависимости Н(Т) как точка пере-
гиба (кривая 2, рис. 1.18). Легирование аустенита хромом (сравнить со ста-
лью Г20Н10, кривая 1, рис. 1.18) приводит к существенному снижению на-
клона зависимости внутреннего эффективного поля от температуры в ок-
рестности TN, что при использовании формализма модели молекулярного
поля, развитой для инваров, может рассматриваться как увеличение раз-
броса локальных магнитных полей в структуре.
Дополнительное легирование стали 10Х18АГ18Н5МФ существенно ме-
няет характер распределения внутренних магнитных полей: функция Р(Н)
приобретает вид двухпикового распределения (рис. 1.19, а), появляется ком-
38
Рис. 1.18. Зависимость среднего приведенного маг-
нитного поля Н/Н8(1К от приведенной температуры
(Т - 80 K)/(TN - 80 К) в закаленных сталях Г20Н10
(1) и 1ОХ18АГ18 (2)
понента Н2 с полями выше основной Нь
обе компоненты при охлаждении увели-
чиваются. Старение содержащей ванадий
стали усиливает различия, характерные
для исследуемых сталей в закаленном со-
стоянии. В распределении Р(Н) состарен-
ной стали 1ОХ18АГ18Н5МФ (рис. 1.19, б)
высокополевая компонента Н2 появляет-
ся раньше и выражена сильнее, основная
компонента Н, уширена по сравнению с закаленным состоянием. Зависимо-
сти среднего магнитного поля от температуры для закаленного и состарен-
ного состояния стали 10Х18АГ18Н5МФ подобны аналогичной функции для
стали 10X18 АГ 18, но уже не отражают полной картины распределения маг-
нитных полей, поскольку пики плотности Н, и Н2 в никельсодержащем
сплаве имеют различную скорость изменения с температурой и разные тем-
пературы обращения в нуль. В целом же следует отметить, что в криоген-
ной области температур функция Р(Н) исследуемых сталей очень уширена,
т. е. в них существует набор локальных состояний магнитных атомов 57Fe с
Риг. 1.19. Функция распределения внутренних магнитных полей Р(Н) стали
’.0Х18АГ18Н5МФ в закаленном (а) и состаренном при 1073 К, 2 ч (б) состояниях
39
полями от 0 до 60 кЭ, что непосредственным образом свидетельствует о
сильной магнитной неоднородности структуры. Такое магнитное состояние
обусловлено особенностями химического состава и связанной с ними приро-
дой магнетизма.
Известно [91, 92], что для легированных твердых растворов на основе
железа характерны концентрационные неоднородности по типу ближнего
расслоения размером в несколько межатомных расстояний, обусловленные
различием в энергии связи пар атомов Fe-Fe, легирующий элемент-легиру-
ющий элемент, легирующий элемент - железо. Они существуют в бинар-
ных сплавах железо-марганец, железо-хром, железо-никель. Дополни-
тельное легирование создает новые неоднородности и может усиливать су-
ществующие в бинарном сплаве. Особая роль при этом принадлежит эле-
ментам внедрения углероду и азоту, распределение атомов которых отлича-
ется от статистически равномерного [93]. Наличие подобных зон в углеро-
дистом хромомарганцевом аустените зафиксировано прямыми наблюдени-
ями в полевом ионном микроскопе [92]. С введением в химический состав
карбидо- и нитридообразующих элементов появляется дополнительный
стимул для концентрационных неоднородностей по типу предвыделений,
распознаваемых на электронно-микроскопических изображениях за счет
дифракционного контраста аустенитных областей [94].
В магнитном отношении исследуемые стали относятся к материалам со
смешанным обменным взаимодействием. Так, в опытах по неупругому маг-
нитному рассеянию нейтронов установлено [95], что обменный интеграл
Jivin-Mr = -200 МэВ, JFe_Fe = -9 МэВ, т. е. IJMn_Mnl > UFc_FJ. Другие взаимодейст-
вия являются положительными (JNi_Fe = 38 МэВ, JMn-Ni = 44, МэВ). Другими
словами, магнитная структура таких материалов неоднородна даже в случае
статистически равномерного распределения легирующих элементов. В ус-
ловиях ближнего расслоения химического состава магнитная неоднород-
ность усиливается. На основании сказанного можно ожидать, что твердый
раствор закаленной стали 10Х18АГ18 имеет ближнее расслоение по мар-
ганцу, хрому, углероду и азоту, т. е. образуются кластеры, содержащие
Fe-Mn-Cr-N-C. В твердом растворе стали 10Х18АГ18Н5МФ такое ближ-
нее расслоение усложняется, и кластеры содержат дополнительно еще ато-
мы ванадия и молибдена. Атомы никеля, обладающие собственным магнит-
ным моментом, оказывают, видимо, большое влияние на взаимодействие
элементов в кластерах.
Ранее было показано [88], что в сплавах на основе Fe-Cr-Mn-Ni маг-
нитное состояние меняется с увеличением содержания никеля. По мере по-
вышения концентрации никеля усиливается зависимость магнитной вос-
приимчивости от температуры, возрастает величина эффективного оста-
точного электросопротивления. В связи с этим можно предположить, что
за формирование высокополевой компоненты ответственны области, бо-
гатые никелем.
Представляет интерес рассмотреть температурную зависимость такого
параметра ЯГР, как изомерный сдвиг. Уточним, что величина изомерного
сдвига С определялась по положению центра тяжести результирующего
экспериментального спектра, представляющего собой суперпозицию боль-
40
Рис. 1.20. Зависимость параметров спектров ЯГР
сталей 10Х18АГ18 (а) и 10Х18АГ18Н5МФ (б) от
температуры.
а: I - изомерный сдвиг С: 2 - интегральная интенсивность по-
глощения S; 3 - квадруполыюс расщепление IAEJ: б: 1 - изо-
мерный сдвиг С, после закалки; 2 - изомерный сдвиг С, после
старения 1073 К, 2 ч. Изомерный сдвиг С дан относительно
a-Fc при 293 К
шого числа спектральных линий погло-
щения, отражающих различное ближнее
окружение атомов железа в кристалли-
ческой решетке. При анализе этой харак-
теристики можно отметить две особен-
ности: характер зависимости С(Т) вблизи
Тх и наклон dC/dT.
Кривая С(Т) для закаленных ста-
лей 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ
(рис. 1.20, а, б, кривые 1) изменяется не-
прерывно и не терпит разрыва в Тх, что
типично для фазовых переходов и наблюдается, например, в бинарном
сплаве Г40 [96]. Кроме того, следует отметить аномально малое изменение
изомерного сдвига dC/dT в температурном интервале TN - Тх, связанном с
областью «предпереходного» состояния. Так, для закаленного сплава
10X18АГ18 в интервале TN - Тх, составляющем почти 100К, величина изо-
мерного сдвига меняется менее чем на 20-10-3 мм/с. Разумно предположить,
что отсутствие скачка и аномально малое изменение С частично связаны с
наложением на температурный вклад (вследствие эффекта Доплера второ-
го порядка) противоположного по знаку вклада от магнитного перехода,
имеющего широкое распределение критических точек в интервале TN - Тх.
После старения стали 10Х18АГ18Н5МФ области медленного «предпере-
ходного» изменения С не обнаруживаются, а наблюдается разрыв зависи-
мости С(Т) (рис. 1.20, б, кривая 2), т. е. состаренный аустенит, обедненный
элементами внедрения N и С в результате их связывания в химическое со-
единение, меняет вид магнитного упорядочения не в интервале температур,
а в точке Т%. Таким образом, основным фактором «размытости» (неодно-
родности фазовых переходов в закаленном состоянии) является наличие
азота в кристаллической решетке твердого раствора, а точнее, его неравно-
мерное распределение [93]. Упорядоченное распределение азота в закален-
ной стали подтверждается отсутствием заметного сужения линии спектра (в
измерениях при температурах выше TN) после старения.
Широкое распределение температур магнитного перехода может
быть причиной наблюдаемой асимметрии спектров в интервале Т < TN
(см. рис. 1.17). Поскольку магнитный фазовый переход сопровождается
изменением изомерного сдвига, то наличие большой дисперсии степени
магнитного порядка, характеризуемого распределением Р(Н) и Гр, приво-
дит к наблюдаемому распределению изомерного сдвига. Уменьшение
асимметрии спектра при Т < Тх, по-видимому, отражает изменение вида
магнитного упорядочения в окрестности Тх.
41
В то же время значительная асимметрия спектров при Т < TN может
рассматриваться как результат комбинированного квадрупольного и маг-
нитного сверхтонких расщеплений в исследованных сплавах (см. кривую
3, рис. 1.20, а). Основанием для такого подхода и моделирования являет-
ся сохранение асимметрии спектров после старения сплава при значи-
тельном уменьшении проявлений аномального «предпереходного» пове-
дения изомерного сдвига. В этом случае имеет смысл рассмотреть еще
один фактор влияния на изомерный сдвиг - перестройку электронной
структуры сплава в интервале магнитных переходов, приводящую к уве-
личению степени ковалентности связей в кристаллической решетке аус-
тенита. Квадрупольное расщепление и изомерный сдвиг в такой модели
обусловлены характером и направленностью связей атомов в решетке
сплава - степенью ковалентности [97]. Немонотонное изменение квадру-
польного расщепления (см. кривую 3, рис. 1.20) и аномалии dC/dT
(см. кривую 1, рис. 1.20, а) в совокупности сданными рентгеноструктур-
ного анализа [81], показывающими увеличение степени тетрагональных
искажений в области фазовых переходов TN - Тх, подтверждают предла-
гаемую модель. Предположение об участии электронной структуры в
магнитном упорядочении согласуется с данными работы [88] об аномалии
электросопротивления сталей этой группы, связанной с уменьшением на
порядок температурного коэффициента электросопротивления при пе-
реходе через точку TN.
Проведенный в работе мессбауэровский анализ не позволяет, однако,
сделать однозначного вывода в пользу той или иной из представленных мо-
делей описания спектров прежде всего вследствие сложности объекта ис-
следования. Тем не менее можно говорить об аномальном поведении основ-
ных мессбауэровских параметров, характеризующих магнитную и элек-
тронную структуру сплава в области температур магнитного фазового пе-
рехода. Это относится в первую очередь к магнитной неоднородности ста-
лей 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ, а также к аномальной зависимости
изомерного сдвига в интервале TN - Тх.
Анализ температурной зависимости изомерного сдвига позволяет полу-
чить также сведения о взаимном положении точек TN и Тх исследуемых ста-
лей. В закаленной стали 10Х18АГ18 температуры TN и Тх магнитного упо-
рядочения разделены интервалом почти в 100 град (Тх составляет 164 К).
Дополнительное легирование стали 10Х18АГ18Н5МФ и, в частности, на-
личие 5% никеля, приводит к сближению точек TN и Т • температурная об-
ласть существования антиферромагнитного упорядочения сужается до
40 град, главным образом за счет расширения области парамагнитного со-
стояния. Возможное ближнее упорядочение и обеднение твердого раство-
ра аустенита азотом в результате образования нитридов при старении ста-
ли 10Х18АГ18Н5МФ поднимает обе температуры магнитных переходов,
причем точка TN оказывается опять более подвижной и интервал TN - Тх
составляет около 60 К. Таким образом, данные по дополнительному леги-
рованию и эксперимент по старению позволяют обнаружить, что анома-
лии С(Т) увеличиваются при сближении TN и Тх, т. е. с увеличением пере-
крытия интервалов магнитного превращения. Влияние старения на анома-
42
лии С, по-видимому, объясняется также изменением соотношения разме-
ров магнитных корреляций и областей ближнего порядка в сталях.
Вероятность эффекта f, пропорциональная интегральной интенсивнос-
ти поглощения мессбауэровского спектра S (рис. 1.20, а, кривая 2), естест-
венным образом возрастает с понижением температуры стали 10Х18АГ18
ниже TN за счет затухания тепловых колебаний. Исключение составляет ин-
тервал в 30 град перед температурой Ту, в которой площадь спектра умень-
шается, достигая минимума в точке фазового перехода. Поведение такого
параметра аналогично изменению интенсивности дифрагированных рент-
геновских лучей, отмеченному на исследуемых сталях ранее [81]. Подобные
аномалии указывают на возрастание среднеквадратичных смещений ато-
мов за счет статической составляющей и развитие решеточной неустойчи-
вости, связанной с переходом через температуру Тг По величине «провала»
кривой S(T) можно оценить изменения в среднеквадратичных отклонениях
по формуле Xi/%2 = Inf|/lnf2 [91], где %, и/2- среднеквадратичные отклоне-
ния при различной температуре, f । и f2 - соответствующие им вероятности
эффекта, пропорциональные площади мессбауэровских спектров. Они со-
ставляют существенную величину -18%. Оценка проведена без учета изме-
нения насыщения мессбауэровского поглощения при увеличении магнитно-
го расщепления спектров [98], который привел бы к росту наблюдаемых
аномалий f. Такое ярко выраженное «предпереходное» состояние сплава
становится возможным в условиях ослабления сил связи, что и наблюдает-
ся экспериментально в виде ДЕ-эффекта [81]. Отсутствие разрыва на кри-
вой S(T) и размытость зависимости в точке Тх можно отнести к неоднород-
ности изучаемого объекта.
Наклон кривой S(T) при переходе через точку Тх становится более кру-
тым. Подобным же образом меняется скорость изменения изомерного сдви-
га с температурой. Можно предположить, что искажения решетки, возник-
шие в предпереходный период, оказывают влияние на динамические свой-
ства атомов в дальнейшем и описываются иной характеристической темпе-
ратурой Дебая 0д.
Наличие разрывов основных мессбауэровских параметров в Ту, а имен-
но / в закаленной стали 10X18АП 8 и С в состаренной стали
10Х18АГ18Н5МФ, позволяет отнести наблюдаемый магнитный фазовый
переход к фазовым переходам первого рода.
Температурный гистерезис при магнитных' превращениях в сталях ти-
па 10X18АГ18. В работах [81, 88] показано, что азотсодержащие аустенит-
ные стали 10Х18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ в закаленном состоянии при
низких температурах имеют повышенный предел текучести (до 1200 МПа)
при удовлетворительной пластичности (5 =10%, \|/ =30%), низкие значения
магнитной проницаемости, малый коэффициент линейного расширения
(а =2-10"6 град), а также не зависящий от температуры модуль упругости.
Такое редкое сочетание физических и механических характеристик иссле-
дуемые стали проявляют в температурном интервале магнитного перехода
из парамагнитного состояния в антиферромагнитное. Установление анти-
ферромагнитного порядка происходит в два этапа при охлаждении ниже
температур TN и Тх. По аналогии со сталями близкого химического соста-
43
ва можно предположить, что при температурах Ту < Т < TN магнитная
структура аустенита состоит из четырех подрешеток, магнитный момент
каждой из них ориентирован вдоль одного из направлений <111 > [99]. При
более низких температурах Т < Tz имеет место коллинеарная антиферро-
магнитная структура и в ГЦК-решетке возникают тетрагональные иска-
жения с отношением осей da > 1. Для антиферромагнитного состояния ста-
лей характерны температурные аномалии модуля упругости и параметра
решетки, что свидетельствует об ослаблении сил связи в кристаллической
решетке аустенита ниже TN. Два типа антиферромагнитного порядка раз-
делены на температурной оси областью предпереходного состояния вбли-
зи Tz в несколько десятков градусов В этом интервале уменьшается интен-
сивность рентгеновских максимумов и интенсивность поглощения '/-кван-
тов на ЯГР-спектрах, что может быть связано с увеличением среднеквад-
ратичных смещений атомов.
Специфика исследуемых сталей как материала для изучения перехода
парамагнетик-антиферромагнетик заключается в том, что многочислен-
ные аномалии свойств проявляются у них в условиях ближнего атомного
расслоения и связанной с ним магнитной неоднородности структуры [100],
причем с помощью легирования и дополнительной обработки можно регу-
лировать степень неоднородности состава. Поэтому представляет интерес
рассмотреть особенности развития магнитных переходов в этих сталях.
Исследовали стали 1ОХ18АГ18 (0,07% С; 0,49% N; 21,0% Мп; 17,6% Сг) и
10Х18АГ18Н5МФ (0,09% С; 0,41% N; 19,0% Мп; 16,4% Сг; 5,0% Ni; 1,6% Мо;
1,3% V) после закалки от 1373 К, пластической деформации и старения.
Магнитометрическим и дилатометрическим измерениями установлено,
что стали в закаленном состоянии и после дополнительных обработок име-
ют однофазную аустенитную структуру, причем аустенит стабилен относи-
тельно у —» е, a-превращения при охлаждении до температуры жидкого
азота. Температуры Нееля сталей 1ОХ18АГ18 и 10Х18АГ18Н5МФ соот-
ветствовали 263 и 223 К соответственно, а точка Тх для обеих сталей нахо-
дилась вблизи 173 К.
Рассмотрим мессбауэровскую кривую термосканирования для закален-
ной стали 1ОХ18АГ18, полученную при нулевой скорости движения источ-
ника (рис. 1.21, б, кривая 1). По минимуму на этой кривой определяется
точка Нееля, равная 263 К. Далее при неглубоком охлаждении до 245 К на-
блюдается относительно пологий участок возрастания числа у-квантов,
что отражает факт последовательного вовлечения в магнитное упорядоче-
ние микрообъемов с различными точками Нееля. При охлаждении от 245
до 100 К кривая N(T) испытывает резкий подъем, а площадь мессбауэров-
ского спектра при развертке по скоростям меняется слабо. При последую-
щем отогреве закаленной стали 1ОХ18АГ18 кривая термосканирования
монотонно снижается (рис. 1.21, б, кривая 3); форма восходящей и ниспада-
ющей ветвей зависимости N(T) одинакова, но последняя сдвинута на 15 К
в сторону более высоких температур. Наблюдается температурный гисте-
резис эффекта резонансного поглощения у-квантов, отражающий гистере-
зис магнитных превращений в исследуемой стали. Из сопоставления кри-
вых 1 и 3 на рис. 1.21, б следует, что в зависимости от предыстории образ-
44
Рис. 1.21. Кривые температурного сканиро-
вания:
а - сталь 1ОХ18АГ18Н5МФ (1.2- после закалки; 3,4 - по-
сле закалки и старения (1,3 - охлаждение; 2,4 - нагрев));
б - сталь 10X18АП8 (1,3-после закалки; 1,2-после за-
калки и теплой деформации (1 - охлаждение; 2,3 - на-
грев)).
На вставке: спектры поглощения закаленной стали
1ОХ18АГ18Н5МФ, снятые при изотермической выдержке
ца для стали 10X18АП 8 существует
две температуры Нееля. При одной
фиксированной температуре аусте-
нит может обладать различной маг-
нитной структурой, и наоборот, од-
но и то же магнитное состояние воз-
можно реализовать при разных тем-
пературах.
Отметим, что настоящий эффект
существует в отсутствие внешнего
магнитного поля. Факторами, значи-
мыми для его проявления, оказыва-
ются химический состав и состояние кристаллической решетки материала.
Так, в стали 10Х18АГ18Н5МФ, дополнительно легированной никелем и ни-
тридообразующими элементами, форма петли температурного сканирова-
ния существенно отличается (см. рис. 1.21, а, кривые 1 и 2). При этом тем-
пература Нееля определяется довольно условно. При охлаждении пологий
участок на кривой N(T) растянут на 50 К (против 20 К у стали 10Х18АГ18)
и занимает практически весь интервал между точками TN и Т%. В модели
магнитного сверхтонкого взаимодействия для этого интервала характерно
формирование распределения гауссовой формы Р(Н) с центром тяжести
при 30 кЭ.
При охлаждении закаленной стали 10Х18АГ18Н5МФ ниже 170 К на-
блюдается участок подъема на кривой N(T). Из-за существования затянуто-
го спада он значительно удален от точки Нееля и от предыдущего темпера-
турного интервала отличается увеличением дополнительной компоненты в
функции Р(Н) с сильным полем и уменьшением квадрупольного расщепле-
ния. Кривая термосканирования при отогреве закаленной стали
10Х18АГ18Н5МФ также не совпадает с кривой при охлаждении. Но если
для стали 10Х18АГ18 смещение этих кривых постоянно во всем диапазоне
температур, то для данной стали величина температурного гистерезиса воз-
растает по мере отогрева (от 15 К при 130 К до 60 К при 210 К). Форма ли-
нии резонансного поглощения меняется не только с температурой, но и во
времени. Так, если прервать отогрев при температуре 193 К и сделать изо-
термическую выдержку, то вид мессбауэровского спектра в течение перво-
го получаса будет меняться, как показано на вставке к рис. 1.21, а, где t, -
спектр в момент достижения образцом температуры 193 К; t2, t3, t4 t5 — по-
следовательные съемки с интервалом 6 мин. Эти наблюдения показывают,
что при данных условиях отогрева магнитная структура стали неустойчива
45
и в процессе изотермической выдержки стремится к тому состоянию, кото-
рое характерно для охлаждения до соответствующей температуры. Шири-
на петли гистерезиса чувствительна к дополнительной термомеханической
обработке.
Для стали 1ОХ18АГ18 проводилась теплая пластическая деформация
растяжением (10% при 473 К) Выбор температуры и степени деформации
обусловлен следующими соображениями. Деформация при данных услови-
ях протекает только скольжением дислокаций в ГЦК-решетке, а образова-
ние метастабильных е- и a-кристаллов и деформационных двойников не-
возможно. Эксперимент показал, что деформация образца исключила про-
явление гистерезиса, так что две ветви термосканирования (при охлажде-
нии и отогреве) совпадают (рис. 1.21, б, кривые 1, 2).
Стареющая сталь 10Х18АГ18Н5МФ после закалки была подвергнута
дополнительной выдержке при 1073 К в течение 2 ч. Режим старения выби-
рали так, чтобы в результате выделения избыточных фаз твердый раствор
достаточно сильно обеднился элементами внедрения (углеродом, азотом) и
ванадием. После старения ширина петли гистерезиса при термосканирова-
нии исследуемой стали сократилась до 10-15 К (см. рис. 1.21, а, кривые 3, 4)
и стала сопоставима с подобной величиной для безванадиевой стали
10X18АГ18. Кроме того, зависимость N(T) сдвинулась вправо по сравнению
с закаленным состоянием, что свидетельствует о повышении температуры
TN в результате старения.
Изменение кристаллической структуры сталей зафиксировано рентге-
новскими исследованиями при последовательной съемке рефлекса (311)у в
процессе изотермической выдержки при температурах ниже точки Тх
(173 К). Результаты этих измерений приведены в табл. 1.12. Видно, что по
мере увеличения продолжительности выдержки при постоянной температу-
ре уменьшается площадь рентгеновского максимума. При этом снижается
максимальная интенсивность Г и интегральная интенсивность I рефлекса,
причем первая характеристика меняется сильнее второй, за счет этого воз-
растает интегральная ширина дифракционной линии В = 1Д'. Изменения
площади и формы рентгеновской линии происходят в первые 30-40 мин
изотермической выдержки, после чего величины Г, I и В не меняются во
времени. В табл. 1.12 указаны характеристики It/I60; I/Лбо; Вх/В60 на момент
времени т, приведенные к своим стабильным значениям после 60-минутной
выдержки при соответствующей температуре. Так, в результате изотерми-
ческой выдержки стали 1ОХ18АГ18Н5МФ при 113 К величина 1тЛво умень-
шается в 1,5 раза, 1/Л'бо - в 2 раза, Bt/B60 возрастает в 1,4 раза. С повыше-
нием температуры до 133 К указанные величины меняются менее сущест-
венно. Их изменение эквивалентно увеличению изотермической выдержки
при более низкой температуре. При температуре Тх = 173 К изменений па-
раметра рефлекса (311) не наблюдается. В безванадиевой стали 10Х18АГ18
подобный эффект также имеет место, но выражен заметно слабее (см.
табл. 1.12). Уменьшение интегральной интенсивности брэгговских отраже-
ний свидетельствует о возникновении напряжений третьего рода и соответ-
ствующих им среднеквадратичных смещений атомов U. Они рассчитаны по
методике [101] и также приведены в табл. 1.12. При этом всякий раз при по-
46
Таблица 1.12
XnpiiKTcpncTWKM рентгеновских параметров исследуемых сталей
при различных температурах
Сталь Температура измерения, К Время выдержки, МИИ к Абл U, А I'./1'к, вт /В бо
10Х18АГ18Н5МФ 113 0 1,48 — 2,00 0,72
10Х18АГ18Н5МФ 113 10 1,26 0,11 1,44 0,84
10Х18АГ18Н5МФ из 22 1,15 0,15 1,25 0,89
10Х18АГ18Н5МФ из 33 1,15 0,15 1,17 0,95
10Х18АГ18Н5МФ из 60 1,00 0,18 1,00 1,00
10Х18АГ18Н5МФ из 70 1,00 0,18 1,00 1,00
1ОХ18АГ18Н5МФ 133 0 1,34 — 1,59 0,85
10Х18АГ18Н5МФ 133 60 1,00 0,16 1,00 1,00
1ОХ18АГ18Н5МФ 173 0 1 — 1 1
10Х18АГ18Н5МФ 173 60 1 - 1 1
10Х18АГ18 113 0 1,22 — 1,27 0,78
10Х18АГ18 ИЗ 60 1,00 0,13 1,00 1,00
10Х18АГ18 148 0 1J4 — 1,09 0,96
10Х18АГ18 148 60 1,00 0,13 1,00 1,00
10Х18АГ18 173 0 1 0 1 1
10Х18АГ18 173 60 1 - 1 I
следовательной съемке в процессе изотермической выдержки за эталон
принималась площадь спектра в момент достижения образцом требуемой
температуры.
Используя эти сведения, можно сравнить условия проявления изотерми-
ческих процессов при рентгеновских измерениях и в мессбауэровском экс-
перименте. Одинаковым для данных, полученных обеими методиками, яв-
ляется отрезок времени (=0,5 ч), в течение которого стабилизируется про-
филь дифракционного максимума и ЯГР-спектра, общее и в том, что изо-
термические явления значительно сильнее выражены в стареющей стали
10Х18АГ18Н5МФ, чем в 1ОХ18АГ18. Различие же заключается в том, что
если при мессбауэровских измерениях существует температурный интер-
вал, изотермическая выдержка в котором обеспечивает наибольшее изме-
нение эффекта поглощения, а по мере удаления от него вверх и вниз по тем-
пературной шкале ЯГР-спектр становится более стабильным во времени,
то для изменения рентгеновских максимумов ограничение по температуре
зафиксировано только с одной стороны Т < Тх.
Поскольку изучаемые стали являются элинварами в криогенном интер-
вале температур, но при этом обладают сильной температурной зависимо-
стью предела текучести, представляют интерес испытания механических
свойств при растяжении в ходе изотермической выдержки (табл. 1.13).
Временное сопротивление G„, предел текучести о02, относительное удли-
нение 5 и относительное сужение \|/ стали 10Х18АГ18Н5МФ определяли
после 3 и 60-минутпой выдержки при температуре 193 К. При первом ва-
47
Таблица 1.13
Механические свойства стали 10Х18АГ18Н5МФ при 193 К
Схема охлаждения °П.2 8 V

МПа ъ
293 К - 193 К, 3 мин 1160 690 59 61
293 К - 193 К, 60 мин 1170 740 55 56
293 К - 77 К, 10 мин - 193 К, 3 мин 1140 670 59 56
293 К - 77 К, 10 мин - 193 К, 60 мин 1160 740 50 53
рианте сталь от комнатной температуры охлаждали непосредственно до
193 К, а при втором материал сначала охлаждали до 77 К, выдерживали
при этой температуре 10 мин и лишь затем помещали в термостат с тем-
пературой испытания (193 К). При схеме охлаждения по первому вариан-
ту изменение изотермической выдержки с 3 до 60 мин привело к увеличе-
нию предела текучести на 7%, а временное сопротивление практически не
изменилось. При схеме охлаждения по второму варианту такое же увели-
чение продолжительности изотермической выдержки обусловило рост
о02 на 9%, при этом также сохранилось на прежнем уровне. Данные
табл. 1.13 свидетельствуют о том, что вне зависимости от схемы охлажде-
ния увеличение изотермической выдержки способствует увеличению пре-
дела текучести на 7-9%, что превышает уровень экспериментального раз-
броса значений этой величины (3 %).
Основной экспериментальный факт, подтвержденный тремя методика-
ми - ЯГР, рентгеноструктурным анализом, измерением механических
свойств при растяжении, - заключается в нестабильности магнитных
свойств сталей во времени. При изменении температуры в пределах интер-
вала магнитных фазовых переходов устойчивое стабильное состояние кри-
сталлическая и магнитная решетки приобретают не сразу, а в процессе изо-
термической выдержки. Такое поведение наблюдается при низких темпера-
турах, практически исключающих протекание диффузионных явлений. По-
этому основной предпосылкой для объяснения этого явления, по нашему
мнению, может служить наличие магнитных неоднородностей, связанных с
ближним расслоением твердого раствора аустенита. Благодаря этому маг-
нитный фазовый переход развивается путем последовательного вовлечения
отдельных микрообъемов образца, подвергнутого охлаждению ниже тем-
ператур TN и Тг Если также учесть [88], что исследуемые стали обладают
инварными свойствами, то неоднородность их магнитной структуры пред-
полагает также широкое распределение микрообъемов по параметру крис-
таллической решетки и коэффициенту термического расширения. Экспе-
риментальным подтверждением такого предположения служит работа
[102]. Ее авторы приводят сведения о высокой чувствительности коэффи-
циента термического расширения стали 07Х13Г20АН4 к концентрации хро-
ма, марганца и никеля, обусловленной возникновением и магнитным упоря-
дочением кластеров. Добавим, что не вызывает сомнения и влияние на эти
характеристики элементов внедрения (С и N), эффективно расширяющих
ГЦК-решетку.
48
Такая ситуация отражает общую взаимосвязь между температурой
Нееля, магнитным моментом и параметром кристаллической решетки, су-
ществующую для антиферромагнитных инваров различного химического
состава [103, 104], что соответствует минимуму внутренней энергии систе-
мы, включающей две составляющие: магнитную и объемную. В случае
пространственно неоднородных объектов, к каким, как было показано,
относятся исследуемые стали, оно не может быть достигнуто мгновенно
при изменении температуры, так как является результатом взаимодейст-
вия сжатых и растянутых областей, различающихся магнитными и инвар-
ными свойствами. Очевидно, что этот процесс включает возникновение и
релаксацию напряжений и происходит во времени. При таком подходе
изотермическое изменение свойств должно быть тем заметнее, чем более
неоднородна структура твердого раствора, что и наблюдается в действи-
тельности.
Гистерезис на кривой температурного сканирования и изотермическое
изменение интегральной интенсивности рентгеновского рефлекса макси-
мальны для закаленного состояния стареющей стали 10Х18АГ18Н5МФ, в
которой распределение по величине параметра решетки наиболее сущест-
венно в силу склонности к предвыделению нитрида ванадия. В состаренной
стали 10Х18АГ18Н5МФ и закаленной стали 10Х18АГ18 ширина петли ги-
стерезиса на кривых сканирования примерно одинакова, так как главным
мотивом для этого является расслоение твердого раствора по элементам
замещения. Азот же в первой стали связан при старении в химическое со-
единение, во второй - распределен относительно равномерно. Теплая пла-
стическая деформация стали 10Х18АГ18 исключает проявление гистере-
зиса, так как разрушает кластеры и выравнивает распределение легирую-
щих элементов.
Наличие магнитных неоднородностей в температурной области сущест-
вования инварных свойств, по нашему мнению, служит основной причиной
температурной нестабильности свойств исследуемых сталей. Кроме того,
можно отметить факторы, сами по себе не обусловливающие этот процесс,
но способствующие его более полному проявлению. К ним относится пред-
шествующее коллинеарному упорядочению предпереходное состояние [81,
100]. Можно предположить, что ослабление сил связи кристаллической ре-
шетки и увеличение среднеквадратичных смещений атомов, характерное
для него, увеличивают гистерезис.
Низкотемпературная антиферромагнитная фаза отличается более низ-
кой температурой Дебая [100] и тетрагональными искажениями кристалли-
ческой решетки [81]. Вероятно, в ней процессы релаксации напряжений,
приводящие сталь в стабильное устойчивое состояние, будут развиваться
полнее, поэтому близость температур TN и Tz может рассматриваться как
фактор, благоприятный для проявления гистерезиса.
С возникновением тетрагональности у атомов внедрения азота и углеро-
да появляется стимул к упорядочению вдоль оси С. Вполне вероятно, что
упорядочение имеет динамический характер и развивается во времени, вно-
ся свой вклад в явления изотермики и гистерезиса. Однако это обстоятель-
ство не является необходимым для реализации обсуждаемых явлений, по-
49
скольку петля гистерезиса на кривых температурного сканирования наблю-
дается в сплаве Г20Н10, не содержащем элементов внедрения в качестве ле-
пчрующих добавок.
Расчеты, проведенные по рентгеновским данным, показывают, что по-
сле глубокого охлаждения (ниже Тх) в сталях возникают достаточно силь-
ные искажения. Так, соответствующие им среднеквадратичные смещения
атомов в стали 10Х18АГ18Н5МФ достигают 0,18 А, что составляет 4% от
параметра решетки. Так как динамическая составляющая постоянна в про-
цессе выдержки при фиксированной температуре, все изменение можно от-
нести к статическим искажениям. Их уровень сопоставим со статическими
искажениями, возникающими при легировании а-решетки 1 % углерода (до
3%) [105], или искажениями, характерными для предмартенситного состоя-
ния Ni-Ti-сплавов [71]. Поскольку статические искажения возникают после
охлаждения сталей ниже температуры Ту и отсутствуют при более высоких
температурах, можно предположить, что их появление связано с тетраго-
нальными искажениями кристаллической решетки, сопутствующими кол-
линеарному упорядочению антиферромагнитного аустенита [80]. По-види-
мому, для возникновения статических искажений важна и неоднородность
ГЦК-ГЦТ-перехода, так как их уровень находится в прямом соответствии
со степенью магнитной неоднородности сталей.
Тенденция к увеличению предела текучести в результате изотермичес-
кой выдержки, отмеченная при испытании механических свойств, свиде-
тельствует о возрастании сопротивления началу движения дислокаций в
стали после достижения устойчивой магнитной и кристаллической структу-
ры. Следует отметить, что временное сопротивление при этом практически
не меняется, так как большие пластические деформации (> 50%) разруша-
ют кластеры, т. е. ликвидируют причину неустойчивости.
1.3.3. Комплексное упрочнение азотсодержащей
толстолистовой аустенитной стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ
Известно [106-110], что на малоразмерном прокате в азотсодержащих
неферромагпитных аустенитных сталях может быть реализован высокий
уровень характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости (услов-
ный предел текучести о02 > 690 МПа, относительное удлинение 5 > 20%, от-
носительное сужение \|/ > 50%, ударная вязкость KCV+2° > 100 Дж/см2). Одна-
ко при изготовлении крупногабаритных листов получить такой комплекс
механических свойств достаточно трудно. В частности, горячекатаный тол-
столистовой прокат азотсодержащей аустенитной стали открытой выплав-
ки имеет механические характеристики, удовлетворяющие почти всем
предъявляемым требованиям, за исключением значений KCV+20. Поэтому
полученный после прокатки материал подвергался дополнительному воз-
действию термической и термомеханической обработок [111]. Целью рабо-
ты [111] было изучение структуры, прочностных и пластических свойств
сложнолегированной азотсодержащей аустенитной стали открытой выплав-
ки после термических и термомеханических обработок, обеспечивающих
необходимый уровень механических свойств в толстолистовом прокате.
50
Таблица 1.14
Механические свойства стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ
после различных режимов обработки
Обработка Толщина с» 0(1.2 8 KCV KCU
листа, мм МПа % Дж/см2
Прокатка при 1240...850 °C 20 1008 808 44 62 27,5-69,6 -
Прокатка при 1240...950 °C 40 1001 740 45 55 52,2-83 106
Закалка от 900 °C, 2 ч, воздух 40 984 697 40 51 100
Закалка от 1000 °C, 40 980 700 42,2 49 1 183
2 ч, воздух 20 994 686 42 53 138
Закалка от 1100 °C, 40 954 593 49,8 60,7 250
2 ч, воздух 20 985 633 50,5 54,5 188
Закалка от 1150 °C, 20 906 527 57,6 64,5 305
2 ч, воздух 40 874 508 60,7 63,5 393
Исследование выполняли на высоколегированной аустенитной стали
О4Х20Н6Г11АМ2БФ с 0,45 мас.% азота. Для производства толстолистового
проката по кооперации ОАО «Металлургический завод «Электросталь» -
ОАО «Северсталь» были изготовлены крупногабаритные слитки, которые
подвергали гомогенизации при 1230 °C в течение 3 ч. После этого слитки ко-
вали на слябы требуемых размеров, которые прокатывали на листы с сум-
марной степенью обжатия не менее 80%. Слябы прокатывали в двух интер-
валах температур - от 1240 до 950 °C при окончательной толщине листа 40
мм и от 1240 до 850 °C для листа толщиной 20 мм. Из листов вырезали заго-
-овки, которые в дальнейшем подвергали как термической, так и термоме-
ханической обработкам. Заготовки закаливали от температур 900...1150 °C
с изотермической выдержкой 2 ч (табл. 1.14). Некоторую часть заготовок,
акаленных от 1150 °C в воде, деформировали в валках прокатного стана на
? о при температурах 20 и 600 °C. Из заготовок изготавливали «попереч-
ные» образцы для испытания на растяжение на установке FP-100 и ударный
изгиб на установке ПСВ-30. Временное сопротивление, предел текучести,
относительное удлинение, относительное сужение определяли на пятикрат-
' х образцах с диаметром рабочей части 4 мм. Ударную вязкость определя-
ли на образцах сечением 10x10 мм и длиной 55 мм.
Структура и механические свойства стали в исходном горячекатаном со-
стоянии. Характерная структура исходных образцов горячекатаной стали
-Х20Н6Г11АМ2БФ представлена на рис. 1.22 [111]. Зерна разбиты на
~ - агменты. Прокатка листа до толщины 20 мм приводит к формированию
_~на примерно 2-20 мкм шириной и 100-300 мкм длиной. По границам вы-
"янутых кристаллитов (рис. 1.22, а) иногда видны мелкие равноосные ре-
- рнсталлизованные зерна размером ~3 мкм После прокатки листа до тол-
ь 40 мм зерна менее вытянуты, их ширина составляет 10-30 мкм, а дли-
20 мкм. В некоторых случаях границы зерен имеют зубчатое строе-
51
Рис. 1.22. Структура горячекатаного листа
стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ толщиной 20 мм:
а - зеренная структура, б - субзеренная структура, в -
темнопольное изображение нитридов ванадия в рефлексе
(Hl)vN
ние, характерное для высокотемпературной термомеханической обработки
(ВТМО) [112. 113]. Во всех случаях наблюдается высокая плотность дисло-
каций, равная ~Ю|Осм 2 (рис. 1.22, б). В деформированных зернах сплетения
дислокаций образуют стенки ячеек. В местах, где началась полигонизация,
дислокации перестраиваются в границы субзерен - стенки и сетки. В объе-
ме зерен дислокации образуют трехмерные сетки, на которых видны дис-
персные частицы нитрида ванадия (рис. 1.22, в).
Частицы второй фазы имеют разные размеры и расположены как по
границам зерен, так и в их объеме. Крупные частицы размером от 0,1 до
0,4 мкм идентифицированы как нитриды ванадия VN и хрома Cr2N. Темно-
польное изображение нитридных частиц в рефлексе (111)VN представлено
на рисунке 1.22, в. В объеме зерен большинство частиц имеет размеры от
10 до 100 нм, и они являются нитридами ванадия. Плотность их несколько
различается после разных режимов высокотемпературной обработки. Она
колеблется от 1,5-1015 до 2-1015 см3. Более мелкие частицы нитрида ванадия
часто выстраиваются в цепочки. Наряду с некогерентными частицами VN
встречаются когерентные частицы. Последние светятся в темных полях,
полученных в рефлексах аустенитной матрицы, и имеют контраст в виде
кольца или дужек.
Механические свойства исследованной стали в исходном состоянии (см.
табл. 1.14) изменяются в следующих пределах: временное сопротивление -
от 1001 до 1008 МПа, предел текучести - от 740 до 808 МПа, относительное
удлинение - от 44 до 45%, относительное сужение - от 55 до 62%, ударная
вязкость KCV - от 27,5 до 83 Дж/см2 (более низкие значения KCV получе-
ны на поперечных образцах, более высокие - на продольных). Прочность,
52
пластичность и ударная вязкость определяются развитием трех процессов:
твердорастворным упрочнением азотом; увеличением плотности дислока-
ций при реализации конкурирующих процессов упрочнения (при прокатке)
и разупрочнения (при высокой температуре деформации); распадом пере-
сыщенного твердого раствора с выделением нитридов ванадия и хрома. В
последнем случае определяющую роль играют количество, дисперсность и
равномерность распределения нитридов.
Достаточно низкие значения ударной вязкости KCV в исходных горяче-
катаных листах можно объяснить в первую очередь граничным выделени-
ем нитридов хрома и ванадия в выбранных условиях высокотемпературной
деформации листов. Для растворения таких нитридов требуется дополни-
тельная закалка от повышенных температур.
Структура и механические свойства горячекатаной стали после допол-
нительной закалки от разных температур. Коррозионное растрескивание
под напряжением (КРН) во многих случаях является основной причиной
разрушения изделий, работающих в контакте с морской водой. Принимая
во внимание данные [114], следовало ожидать, чтр структура горячеката-
ной (ВТМО) стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ с зернограничным расположением
нитридов не обеспечит получение приемлемых значений параметров КРН.
Поэтому была проведена закалка от разных температур, чтобы выяснить
условия исправления структуры горячекатаной стали [111].
Структура листа стали толщиной 40 мм после закалки от 900 °C пред-
ставляет собой вытянутые аустенитные зерна с зернограничными выделе-
ниями (рис. 1.23, а). Указанная структура лишь незначительно отличается
от той, которая характерна для исходного горячекатаного состояния (см.
рис. 1.22). Более высокая температура закалки (1000 °C) листов толщиной
20 и 40 мм обусловливает появление отдельных рекристаллизованных зе-
рен, хотя по-прежнему основная масса зерен имеет вытянутую форму
(рис. 1.23, б). Температура закалки 1100 °C обеспечивает получение в ос-
новном рекристаллизованного зерна (рис. 1.23, в), а в листах толщиной
40 мм кое-где сохраняется структура ВТМО, при этом наблюдается раз-
нозернистость.
Повышение температуры закалки до 1150 °C обеспечивает получение
полностью рекристаллизованного зерна (рис. 1.23, г) с двойниками отжига.
При этом уменьшается как разнозернистость, так и доля крупных выделе-
ний нитридов. Однако в отдельных листах сохраняются цепочки достаточ-
но крупных нитридов, располагающихся по границам бывших крупных аус-
тенитных зерен (см. рис. 1.23, г). Более мелкие нитриды часто закрепляют
границы новых рекристаллизованных зерен.
Результаты электронно-микроскопического исследования закаленных
образцов представлены на рис. 1.24, 1.25. В листе толщиной 20 мм после за-
калки от 900 °C и охлаждения на воздухе тонкая структура образца состоит
преимущественно из длинных вытянутых в одном направлении зерен, раз-
битых на субзерна шириной 0,2-0,4 мкм (рис. 1.24, а). Границы субзерен
представляют собой дислокационные стенки и сетки, иногда это малоугло-
зые границы с полосчатым контрастом. Внутри зерен наблюдается низкая
-потность дислокаций, но встречаются области размером 1-1,3 мкм с более
53
Рис. 1.23. Структура горячекатаного листа стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ толщиной 40 мм
после закалки на воздухе от 900 (а), 1000 (б), 1100 (в) и 1150 °C (г)
высокой плотностью дислокаций и сетчатой дислокационной структурой,
характерной для деформированного состояния. Частицы нитрида ванадия
расположены как по границам субзерен, так и внутри них (рис. 1.24, б). В
последнем случае плотность частиц VN больше. В областях с сетчатой дис-
локационной структурой нитриды ванадия распределены равномернее. Раз-
мер их колеблется от 20 до 60 нм. В редких рекристаллизованных зернах
встречаются частицы нитрида хрома Cr2N размером 200-300 нм. Частицы
нитрида ванадия дают на электронограммах либо четкие рефлексы, либо
слегка размытые дужки около рефлексов аустенита и высвечиваются в
темных полях.
Повышение температуры закалки до 1000 °C существенно не меняет
структуру образца, но доля фрагментированной структуры уменьшается, а
количество рекристаллизованных зерен увеличивается (рис. 1.24, в). Шири-
на субзерен изменяется в пределах от 0,3 до 0,6 мкм. Крупные частицы VN
размером 150-180 нм часто располагаются по границам рекристаллизован-
ных зерен и субзерен, а внутри зерен видны мелкие нитриды ванадия разме-
ром от 30 до 80 нм. В перекристаллизованных полигонизированных облас-
тях также располагаются мелкие и крупные частицы VN.
После закалки от 1100 °C структура полностью рекристаллизована. На
границах зерен видны редкие крупные частицы нитрида ванадия размером
от 300 до 400 нм, а внутри располагаются в основном более мелкие нитри-
ды размером от 100 до 300 нм (рис. 1.24. г). В листе толщиной 40 мм рекри-
54
Рис.. 1.24. Тонкая структура горячекатаного листа стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ толщиной
20 мм после закалки на воздухе от 900 (а, б), 1000 (в) и 1100 °C (г); б - темнопольное изобра-
жение VN в рефлексе (111)VN
сталлизация развивается менее интенсивно, чем в листах толщиной 20 мм.
После закалки от 1000 °C наряду с рекристаллизованными зернами разно-
го размера видны участки полигон изованной структуры с шириной субзе-
рен от 100 до 400 мкм. Также встречаются крупные, до 200 нм, и мелкие
(10—100 нм) частицы VN. После закалки от 1100 °C на фоне рекристаллизо-
ванных зерен встречаются редкие участки полигонизованной структуры. В
этом случае ширина субзерен составляет примерно 300 мкм. Размеры и рас-
положение частиц VN такое же, как после отжига 1000 °C.
Повышение температуры закалки листов толщиной 20 мм и 40 мм до
1150 и 1175 °C приводит к образованию рекристаллизованных зерен с
очень низкой плотностью дислокаций. Внутри зерен и на их границах при-
сутствуют частицы VN разной величины: крупные - от 200 до 500 нм и
мелкие - от 20 до 70 нм. В отдельных участках листа толщиной 40 мм по-
сле закалки в воду от 1150 °C наблюдались дислокации, двигающиеся по
плоскостям скольжения и образующие клубки около крупных нитридов
ванадия (рис. 1.25, а). Их образование вызвано, вероятно, термическим на-
клепом, возникающим при закалке. Кроме того, после всех режимов высо-
котемпературной закалки присутствовали частицы VN размером от 2 до
4 нм. Темнопольное изображение в рефлексе (200)VN таких наноразмерных
частиц представлено на рис. 1.25, б.
Механические свойства стали изменяются в соответствии с изменени-
ем структуры в результате закалки. Закалка исходного образца от 900 °C
55
Рис. 1.25. Тонкая структура горячекатаного листа стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ толщиной
20 мм после закалки от 1150 °C в воде:
а — дислокации: б - дисперсные нитриды ванадия, темнопольиое изображение в рефлексе (200)Vn
приводит к снижению как прочностных, так и пластических свойств (см.
табл. 1.14). Прочность изменяется из-за аннигиляции дислокаций при
900 °C, а пластичность - вследствие дополнительного выделения нитри-
дов на дислокациях. После закалки от 1000 °C механические свойства ста-
ли отличаются незначительно от тех, которые получены при закалке от
900 °C (см. табл. 1.14). Закалка от 1100 °C обусловливает дальнейшее сни-
жение прочностных характеристик благодаря развитию рекристаллиза-
ции. Наименьшие прочностные и наибольшие пластические свойства по-
лучены при закалке от 1150 °C.
Известно, что выделение частиц внутри зерна и, особенно, по границам
интенсивно снижает ударную вязкость. О частичном растворении нитри-
дов ванадия с повышением температуры закалки до 1150 °C свидетельству-
ет рис. 1.23. При этом KCLJ растет от 106 до 393 Дж/см2(см. табл. 1.14). Зна-
чения ударной вязкости, определенные на образцах с острым надрезом
(KCV = 217 Дж/см2), заметно превышают необходимый уровень (KCV =
= 100 Дж/см2), а предел текучести близок к 500 МПа. Таким образом, твер-
дорастворное упрочнение азотом (0,45%) обеспечивает получение значе-
ний о02 = 500 МПа при хорошей ударной вязкости. Чтобы повысить предел
текучести до уровня О0 2 ~ 800 МПа, необходимо увеличить плотность дис-
локаций за счет холодной или теплой деформации.
Структура и механические свойства закаленной стали после дополни-
тельной упрочняющей деформации. При исследовании влияния холодной де-
формации на о02 и KCV использованы образцы стали 04Х20Н6Г11АМ2ФБ
после закалки от 1150 °C в воде. Закалка в воде образцов толщиной 20 мм
в определенной степени имитирует душирующую водяную обработку, ко-
торую предполагается применять в промышленном толстолистовом произ
водстве. Образцы, вырезанные из листа толщиной 20 мм и закаленные от
1150 °C, были деформированы прокаткой на 15% при температурах 20 и
600 °C [111]. После прокатки при 20 °C наблюдается высокая плотность
дислокаций, которые образуют сплетения, скопления и формируют систе-
му параллельных дислокационных субграниц (рис. 1.26, а). В отдельных об-
ластях на фоне дислокационной структуры видны деформационные двой-
ники (рис. 1.26, б). Высокие внутренние напряжения в образце после дефор-
56
Рис. 1.26. Структура горячекатаных листов стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ толщиной 20 мм по-
сле закалки от 1150 °C в воде и последующей холодной (а, б) и теплой (в, г) прокатки на 15%
нации обусловливают появление большого количества контуров экстин-
ции. Повышение температуры деформации до 600 °C приводит к тому, что
су страницы становятся более выраженными, а расстояние между ними уве-
личивается (рис. 1.26, в). В результате теплой деформации, как и в случае
холодного наклепа, в некоторых областях наблюдаются деформационные
двойники (рис. 1.26, г).
Деформирование закаленного листа толщиной 20 мм при температуре
600 : С повышает временное сопротивление ов и предел текучести с0 2 в 1,3 и
2 раза соответственно. При этом высокое значение относительного сужения
закаленного материала практически не изменяется, хотя относительное уд-
линение снижается в 2,3 раза. Такое заметное уменьшение 5 характерно для
аустенитных сталей, упрочненных прокаткой. Деформирование закаленно-
э листа толщиной 20 мм при комнатной температуре увеличивает времен-
ное сопротивление и предел текучести в 1,2 и 1,8 раза соответственно. Сле-
: эвательно, после холодной деформации прочностные свойства листа ниже,
ем после теплой деформации. Некоторое повышение прочности материала
= случае теплой деформации обусловлено, видимо тем, что при деформиро-
м ’ идет распад пересыщенного твердого раствора и дислокации закреп-
яются нитридными частицами. Пластические свойства материала после хо-
- одной деформации несколько выше тех, которые имеет сталь после теплой
: еформации. Следует обратить внимание на то, что в обоих случаях уровень
аг аосительного удлинения для деформированного материала достаточно
. к (табл. 1.15). Как видно, изменение прочностных и пластических
57
Таблица 1.15
Механические свойства закалённой стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ
после различных режимов деформации
Толщина листа, мм, обработка KCV*:(1 KCV-’1’ о. 0(1.2 V 8
Дж/см: МПа &
20, 3 1150 °C, 3 ч, вода (без Д) 217 194 — — —
20, 3 + Д, 15%, 600 °C 121 91 1147 1066 59 24,5
20,3 + Д, 15%, 20 °C 105 71 1068 952 61 26,5
40,3 +Д, 15%, 600 °C 129 71 1065 1033 59 24,5
40,3 +Д, 15%, 20 °C 108 57 1063 960 60,5 25,5
свойств в случае деформации листа толщиной 40 мм практически такое же,
как при прокатке листа толщиной 20 мм. Вместе с тем есть тенденция к не-
которому снижению прочностных свойств при деформировании листа тол-
щиной 40 мм по сравнению с упрочнением листа толщиной 20 мм.
В табл. 1.14 приведены данные по ударным испытаниям закаленных об-
разцов с U-образным надрезом. При испытании аналогичных образцов с ос-
трым V-образным надрезом наблюдается естественное уменьшение удар-
ной вязкости. Так, в закаленной от 1150 °C стали KCU = 3,05 МДж/м2, а
KCV = 2,17МДж/м2 (см. табл. 1.14, 1.15).
Проведение теплой и холодной деформации листов толщиной 20 мм
снижает ударную вязкость в 1,8 и 2,1 раза соответственно (см. табл. 1.15).
Следовательно, использование первого варианта обработки, по сравнению
со вторым, позволяет улучшить ударную вязкость материала. Аналогичные
закономерности изменения ударной вязкости при упрочняющих обработках
были получены и в случае деформации листов толщиной 40 мм. Следует от-
метить, что, несмотря на снижение величины ударной вязкости при теплой
и холодной деформации, она остается на достаточно высоком уровне (см.
табл. 1.15).
Снижение температуры испытания от 20 до - 40 °C Тнс приводит к
уменьшению KCV как в закаленной стали, так и в стали, упрочненной теп-
лой или холодной прокаткой. Уровень значений KCV и при теплой, и при
холодной деформации в листах толщиной 40 мм ниже, чем в листах толщи-
ной 20 мм.
Совокупность данных, описанных выше, позволяет сделать заключение
о том, что для получения достаточно высоких значений ударной вязкости,
прочностных (ов, <502) и пластических (8, \|/) свойств в толстолистовой зака-
ленной стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ обычной выплавки необходима допол-
нительная холодная или теплая деформация. Предпочтение имеет упрочня-
ющая теплая деформация на 15% при температуре 600 °C.
Таким образом, структура горячекатаной азотсодержащей толстолис-
товой стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ состоит из вытянутых перекристаллизо-
ванных зерен, по границам которых располагаются цепочки достаточно
крупных нитридов ванадия (VN) и хрома (Cr2N). Высокое упрочнение (о0.2 =
= 740 МПа - в 40-мм листе, О0 2 = 808 МПа - в 20-мм листе) связано с твер-
дорастворным легированием аустенита азотом, дисперсионным нитридным
58
твердением и сохранением эффекта ВТМО. При этом ударная вязкость
имеет пониженные значения (KCV = 27,5 - 83 Дж/см2), что обусловлено
главным образом граничным выделением нитридов. Повышение ударной
вязкости KCV в горячекатаной стали до 217 Дж/см2 обеспечивается закал-
кой на воздухе от 1150 °C (выдержка 2 ч). При этом наблюдаются рекрис-
таллизация и преимущественное растворение нитридов. Твердорастворное
упрочнение азотом (0,45 мас.%) в стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ характеризу-
ется пределом текучести (502 = 504—538 МПа. Достижение повышенных
прочностных свойств в толстолистовой горячекатаной стали (<502 =
= 952-1066 МПа) обеспечивается закалкой листов от 1150 °C с последую-
щей 15%-й холодной (20 °C) или теплой (600 С) деформацией, ударная вяз-
кость KCV20 сохраняется на достаточно высоком уровне (105-129 Дж/см2).
Некоторое преимущество в прочностных характеристиках и ударной вязко-
сти имеет сталь после теплой прокатки, так как наряду с формированием
более однородной дислокационной структуры наблюдается дополнитель-
ное выделение упрочняющей дисперсной фазы VN.
Влияние скорости охлаждения в интервале 1100...800 °C на механиче-
ские свойства и структуру азотсодержащей аустенитной стали
04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП. Судостроительные стали должны иметь высо-
кое сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением (КРН)
в морской воде при повышенной прочности. Твердорастворное легирование
аустенита азотом относится к методам упрочнения, слабо снижающим сопро-
тивление КРН. Упрочнение азотсодержащих сталей обычно обеспечивается
комплексным методом в результате твердорастворного легирования азотом,
высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) и частичного
выделения нанонитридов. Даже при ускоренном охлаждении с прокатного
нагрева массивных листов стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ (толщиной 40 мм и бо-
лее) обычно не удается сохранить высокие значения ударной вязкости вслед-
ствие приграничного выделения нитридов. Проведение электрошлакового
переплава (ЭШП) этой стали позволяет сохранить требуемые значения проч-
ности и ударной вязкости после ВТМО.
В работе [115] выяснено влияние скорости охлаждения в интервале темпе-
ратур 1100-800 °C на структуру и механические свойства азотсодержащей ста-
ли 04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП в целях определения режимов обработки для
сохранения высоких значений ударной вязкости. Исследовали высоколегиро-
ванную аустенитную азотсодержащую сталь электрошлакового переплава
04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП (0,04C-20Cr-6Ni-l lMn-0,45N-2Mo-0,lNb-0,l V).
Из листового проката вырезали заготовки для осуществления различных тер-
мообработок и последующего изготовления образцов для испытания на рас-
тяжение (на установке FP-100) и ударный изгиб (на установке ПСВ-30). Тер-
мообработку проводили на вырезках из листов горячекатаной стали сечением
20x16 мм. Образцы помещали в печь и выдерживали 20 мин при температуре
1100 °C, затем охлаждали с разной скоростью (20, 10, 5 и 2,6 град/мин) до
800 °C и закаливали в воде от этой температуры. Часть образцов закаливали
сразу от 1100 °C в воду, масло или охлаждали на воздухе.
Структура стали после ВТМО. Механические свойства азотсодержа-
щей аустенитной стали ЭШП в зависимости от толщины листа и температу-
59
Таблица 1.16
Механические спойстпа горячекатаной стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП
Толщина листа, мм Температура окончания прокатки, °C 8, 'И KCV’56, Дж/см2
МПа ь
100 856 680 881 31 50 155
40 870 790 1002 33 62 142
40 814 895 1067 26 55 112
ры окончания прокатки при ВТМО с обжатием -30% приведены в
табл. 1.16 (представлены средние значения свойств, определенные по че-
тырем образцам для каждой температуры окончания прокатки). Как видно,
прочностные свойства выше в листе с меньшей толщиной (сравните свойст-
ва листов толщиной 100 и 40 мм). Кроме того, снижение температуры окон-
чания прокатки от 870 до 814 °C также вызывает рост значений предела
прочности (временного сопротивления Оп) и предела текучести О0 2 (Оо,2 уве-
личивается - на 100 МПа в листе толщиной 40 мм). При этом пластичность
и ударная вязкость несколько снижаются, но остаются на требуемом высо-
ком уровне (относительное удлинение 5 выше 20%, относительное сужение
V больше 45%, а ударная вязкость - более 100 Дж/см2). Предел текучести в
стали ЭШП равен или выше 640 МПа в листе толщиной 100 мм и 750 МПа
в листе толщиной 40 мм.
На рис. 1.27 представлены структура и электронограмма образцов из
листов ЭШП, прошедших ВТМО при температуре окончания прокатки
856 °C. Хотя механические свойства образцов различаются, больших каче-
ственных отличий в их структуре не обнаружено. Все они имеют структуру,
характерную для термомеханической обработки при высокотемпературной
прокатке. Видны вытянутые в одном направлении зерна, состоящие из уд-
линенных в этом же направлении субзерен (рис. 1.27, а). Так как во время
горячей деформации развиваются динамические процессы перераспределе-
ния дислокаций и изменения в субзеренной структуре, то в локальных уча-
стках одного и того же образца могут различаться форма и размер субзе-
рен, а также тип субграниц и плотность дислокаций.
Плотность дислокаций почти во всех образцах находится на близком
уровне - (1,5-3,5)1010 см-2. Наименьшее значение плотности дислокаций
(1,5-1О10) наблюдается в образце, вырезанном из листа толщиной 100 мм.
Среднее значение ширины субзерен имеет тенденцию к уменьшению (от
460-650 до 300-460 нм) с увеличением упрочнения стали при уменьшении
толщины листа и снижении температуры окончания прокатки. Во всех об-
разцах изредка встречаются крупные частицы фаз типа Cr2N размером
100 нм и более. Они располагаются достаточно равномерно в объеме зерен
или образуют цепочки на границах зерен и субзерен (рис. 1.27, б, в). На гра-
ницах субзерен наблюдались частицы (размером 20-50 нм) преимуществен-
но нитридов VN или CrN. Рефлексы от когерентных аустенитной матрице
нитридов ванадия (или нитридов хрома) видны на электронограмме
(рис. 1.27, г). Так как нитриды ванадия и хрома имеют близкие межплоско-
стные расстояния (2,395 и 2,382 А для плоскости (111)), то различить их с по-
60
Рис. 1.27. Структура листовой азотистой стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП после ВТМО
(толщина листа 100 мм, температура конца прокатки 856 °C):
а - субзеренная структура; б, в - темнопольные иображения дисперсных нитридов в рефлексе (200) vnicpnp г _ электро-
нограмма, стрелкой указан рефлекс темнопольного изображения
мощью электронной микроскопии затруднительно. В объеме зерен плот-
ность частиц размером от 2-3 нм до 17 нм составляла от 1,5-1015 до 7-1016 см-3.
Частицы такого же размера выделялись и на субграницах. Сталь с отмечен-
ной выше структурой имела достаточно хорошие механические свойства да-
же в листах толщиной 100 мм: предел текучести о02 = 680 МПа, предел проч-
ности ов = 881 МПа, относительное удлинение 8 = 31%, относительное суже-
ние \|/ = 50%, ударная вязкость KCV = 155 Дж/см2. ВТМО в листах меньшей
толщины (40 мм) увеличивает о02 на 110-215 МПА при сохранении доста-
точно высоких значений пластичности и ударной вязкости (см. табл. 1.16).
Структура и свойства стали после охлаждения от 1100 °C с разны-
ми скоростями. Чтобы выяснить, как изменяются механические свойства
и структура стали ЭШП в зависимости от степени высокотемпературного
распада азотистого аустенита, проведено охлаждение образцов от 1100 до
800 °C с разными скоростями (от 103 град/мин при закалке в воде до
2,5 град/мин при контролируемом охлаждении).
В табл. 1.17 представлены усредненные данные (с указанием разброса
результатов) по механическим свойствам стали после разных режимов ох-
лаждения от 1100 °C. Закалка стали от 1100 °C (выдержка 20 мин) в воду,
масло и охлаждение на воздухе приводят к заметному снижению прочност-
61
Таблица 1.17
Механические свойства стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП
после охлаждения с разной скоростью
0(1.2 85 V KCV‘2n, HV 10/12,5
МПа % Дж/см-
1100 °C, 20 мин, закалка в воде (-103 град/мин) 963±2 618112 49,0+2 67,4+2 274110 251 ±5
1100 °C, 20 мин, закалка в масле 959111 624+1 47,8+0,5 65,012,0 26215 24816
1100 °C, 20 мин, охлаждение на воздухе 97512 63812 42,013,5 66,3+2,0 263110 25013
1100 °C, 20 мин, охлаждение до 800°С, 20 град/мин, закалка в воде 96813 63311 40,0+2,0 62,3+5,0 20912 261 ±5
1100 °C, 20 мин, охлаждение до 800°С, 10 град/мин, закалка в воде 96912 62713 45,614,0 58,410,5 18014 257+6
1100 °C 20 мин, охлаждение до 800 °C, 5 град/мин, закалка в воде 96213 633111 44,812,0 62,111,0 14513 26316
1100 °C, 20 мин, охлаждение до 800 °C, 2,5 град/мин, закалка в воде 92914 58011 43,310,5 47,5+1,0 9614 27515
пых характеристик по сравнению с ВТМО: предел текучести уменьшается
до 618-638 МПа, предел прочности - до 959-975 МПа (сравните табл. 1.16).
Пластичность при этом растет: удлинение 8 увеличивается до 42, 48, 49%
после охлаждения на воздухе, закалки в масло и закалки в воду соответст-
венно; относительное сужение возрастает на 15-17%. Также увеличива-
ется ударная вязкость KCV - до 262-274 Дж/см2. Механические свойства
О0>2, gb> 8, V’ KCV после охлаждения на воздухе, закалки в воде и закалки в
масле имеют близкие значения. Небольшое увеличение предела текучести
(от 618 до 638 МПа) при уменьшении скорости охлаждения на воздухе мо-
жет быть связано с дополнительным выделением упрочняющих нитридов.
Структура стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП после закалки в воде от
1100 °C представлена на рис. 1.28, а, б. Перед закалкой от 1100 °C сталь под-
вергалась ВТМО и имела деформированные вытянутые в одном направле-
нии зерна и субзерна с повышенной плотностью дислокаций и нитридами
различной дисперсности (см. рис. 1.27, б, в). После закалки небольших об-
разцов в воде, масле и на воздухе от 1100 °C (выдержка 20 мин), независи-
мо от скорости охлаждения, структура стали состояла преимущественно из
мелких равноосных рекристаллизованных зерен (см. рис. 1.28, а, б) и не-
большого количества более крупных вытянутых перекристаллизованных
зерен, сохранившихся от ВТМО.
При электронно-микроскопическом исследовании закаленного в воде
образца на границах зерен и вблизи них обнаружено присутствие крупных
частиц нитридов хрома Cr2N (рис. 1.28, а, в) размером 300-700 нм и нитри-
дов типа VN(CrN) - рис. 1.28, б, г. Границы зерен в основном чистые, без
мелких частиц (см. рис. 1.28, б). Крупные нитриды, по-видимому, не успели
62
Рис. 1.28. Структура и электронограммы стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ после закалки от
1100 °C в воде: частицы Cr2N (а, в) и VN (б, г)
раствориться при 1100 °C за 20 мин. В рекристаллизованных зернах видны
дислокации, образовавшиеся из-за закалочных напряжений.
Плотность дислокаций в отдельных местах достигает 10'° см-2. Кое где
имеются дислокационные субграницы, сохранившиеся от ВТМО. Кроме
крупных частиц Cr2N, в объеме зерен встречаются более мелкие частицы
нитридов ванадия размером 10-100 нм.
Уменьшение скорости охлаждения в высокотемпературной области мо-
жет привести к некоторому росту зерна, увеличению размера присутствую-
щих после ВТМО частиц второй фазы, выделению из твердого раствора ни-
тридов, снижению плотности дислокаций. Выделение нитридов может про-
исходить на границах зерен, субзерен, на отдельных дислокациях и гомоген-
но в объеме зерен. Можно предположить, что в первую очередь будут фор-
мироваться нитриды хрома, при более низких температурах начнется обра-
зование нитридов ванадия. Охлаждение в области температур 1100...800 °C
со скоростью 20 град/мин еще не приводит к заметному увеличению в струк-
туре количества нитридов (рис. 1.29). Мелкие нитриды выделяются на дис-
локациях (рис. 1.29, а) и практически отсутствуют на границах зерен и суб-
границах (рис. 1.29, б). Размер крупных нитридов хрома Cr2N, редко располо-
женных на границах и в объеме зерен и субзерен, достигает 400-700 нм.
63
Рис. 1.29. Структура стали
04Х20Н6Г11АМ2БФ после охлаждения со
скоростью 20 град/мин от 1100 до 800 °C
с последующей закалкой в воде:
а - редкие нитриды на границах и б - на дислокациях: в -
темное поле в рефлексе VN
Более мелкие частицы нитридов CrN и VN, выделившиеся в объеме зерен,
имеют величину от 10 до 100 нм. Такой же величины частицы выделяются
на границах субзерен и на дислокациях внутри субзерен. В рекристаллизо-
ванных зернах встречается контраст в виде ряби, что свидетельствует о фор-
мировании малых нитридных кластеров.
Уменьшение скорости охлаждения в интервале 1100...800 °C до
5 град/мин вызывает увеличение количества нитридов (рис. 1.30). Количест-
во нитридов VN(CrN) возрастает на границах оставшихся после ВТМО субзе-
рен (рис. 1.30, б). В объеме рекристаллизованных зерен также видны цепоч-
ки нитридов (рис. 1.30, а). Вероятно, они образовались на субграницах, погло-
щенных рекристаллизованным зерном. После охлаждения со скоростью 2,5
град/мин в интервале 1100.. .800 °C структура аустенитной стали также состо-
ит из рекристаллизованных зерен и полигонизованных областей с нитридны-
ми выделениями (рис. 1.31). Крупных нитридов хрома Cr2N на границах зерен
значительно больше, чем в образцах, охлажденных с большими скоростями
(рис. 1.31, в). Некоторые нитриды имеют размеры 1000-1200 нм. Возросло
количество менее крупных нитридов (500-800 нм), расположенных на грани-
цах зерен и в объеме зерна на дислокациях (рис. 1.31, г).
Охлаждение с разной скоростью в высокотемпературной области
(1100...800 °C) с последующей закалкой в воде по-разному влияет на проч-
ностные и пластические характеристики. Значения предела прочности
(временного сопротивления) ов и предела текучести о0 2 образцов, охлаж-
64
Рис. 1.30. Структура стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ после охлаждения со скоростью 5 град/мин
от 1100 до 800 °C с последующей закалкой в воде:
а - нитриды на границах сохранившихся субзерен, б - в теле рекристаллизованного зерна
Рис. 1.31. Структура стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ после охлаждения со скоростью
2,5 град/мин от 1100 до 800 °C с последующей закалкой в воде:
а - нитриды внутри зерен, в - на границах, г-на дислокациях; б - темное поле в рефлексе VN
Рис. 1.32. Зависимость распределе-
ния значений ударной вязкости
KCV азотсодержащей стали
04Х20Н6Г11АМ2БФ от скорости
охлаждения в интервале 1100...800 °C
денных со скоростями 20, 10 и
5 град/мин, слегка повышают-
ся по сравнению с о0 2 и ов об-
разцов, закаленных в воде от
1100 °C: ов увеличивается до
969 МПа, а о02 - до 633 МПа
(см. табл. 1.17). Твердость об-
разцов меняется незначитель-
но. Относительное сужение \|/ и относительное удлинение 8 практически
не изменяются с уменьшением скорости охлаждения в высокотемператур-
ной области от 20 до 2,5 рад/мин, за исключением некоторого падения \|/
при 2,5 рад/мин.
Наиболее заметно снижается ударная вязкость KCV с уменьшением
скорости охлаждения в температурном интервале 1100...800 °C (рис. 1.32,
табл. 1.17): KCV падает почти в 3 раза (от 274 до 96 Дж/см2) при уменьше-
нии скорости охлаждения до 2,5 град/мин и значения KCV становятся мень-
ше рекомендуемого уровня (100 Дж/см2 [111]). Гистограмма распределения
ударной вязкости после различных обработок свидетельствует о наиболь-
шей чувствительности значений KCV к граничному выделению нитридов.
Следует отметить, что приграничное выделение фаз внедрения (в частнос-
ти карбидов VC) может катастрофически уменьшить сопротивление корро-
зионному растрескиванию под напряжением в соленой воде [114].
Таким образом [115], замедление охлаждения стали
04Х20Н6Г11АМ2БФ-ЭШП в области высоких температур приводит к бо-
лее интенсивному высокотемпературному распаду твердого раствора в
интервале 1100...800 °C. Это особенно заметно при уменьшении скорости
охлаждения от 20 до 2,5 град/мин, когда время нахождения стали в дан-
ном температурном интервале 1100...800 °C составляет около 2 ч. Из-за
большого количества приграничных нитридов, образовавшихся в услови-
ях наиболее медленного охлаждения, заметно падает ударная вязкость
(в 3 раза), а пластические и прочностные характеристики изменяются
мало. Итак, при выборе режимов ВТМО азотсодержащей аустенитной
стали не следует уменьшать скорость охлаждения прокатываемых листов
ниже 5 град/мин в интервале температур 1100...800 °C.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
I. Сагарадзе 13.13., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука. 1989. 271 с.
2. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. М.: Металлургия, 1967. 790 с.
3. Стали и сплавы для высоких температур: Справ, изд. в 2 кн. Кн. 1 Масленков С.Б., Мас-
ленкова Е.А. М.: Металлургия, 1991. 382 с.; Кн. 2. Они же. 832 с.
4. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. 750 с.
66
5. Бурдин В.В., Гриднев В.Н., Минаков В.Н. и др. Образование промежуточной фазы при
(a у) превращении в железе и углеродистых сталях // ДАН СССР. Сер. физика, 1974.
Т. 217, №5. С. 1045-1048.
6. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982.
182 с.
7. Приданцев М.В., Талое Н.П..Левин ФЛ. Высокопрочные аустенитные стали. М.: Метал-
лургия, 1969. 248 с.
8. Irvine K.I., Gladman Т., Pickering F.B. The strength of austenitic stainless steels //J. Iron and Steel
Inst., 1969. Vol. 207, No. 7. P. 1017-1028.
9. Банных О А., Блинов B.M. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ванадийсодержа-
щие стали. М.: Наука, 1980. 190 с.
10. Георгиева И.Я. Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной мартенситным пре-
вращением Ц Итоги науки и техники. МиТОМ. М.: ВИНИТИ, 1982. Т. 16. С. 69-105.
II. Садовский ВД., Уваров А.И., Горбашенко ПА, Патриков Е.И. Влияние превращения
на растяжение некоторых аустенитных стареющих сталей // Структура и свойства немаг-
нитных сталей. М.: Наука, 1982. С. 136-142.
12. Замбржицкий В.Н., Максимова О.П., Москвичев И.Ф. Об образовании мартенсита де-
формации в сплавах Fc-Ni-C, неспособных превращаться при охлаждении // ДАН СССР,
1972. Т. 202, № 5. С. 1053-1057.
13. Вираховский К).Г., Георгиева И.Я., Гуревич Я.Б. и др. Использование мартенситного пре-
вращения, вызываемого деформацией, для повышения пластичности аустенитных ста-
лей, упрочненных теплым наклепом // ФММ, 1971. Т. 32, вып. 2. С. 348-363.
14. Замбржицкий В.Н., Максимова О.П., Москвичев И.Ф. О мартенситном превращении при
деформации в изотермических и атермических сплавах системы Fc-Ni-C // ДАН СССР,
1972. Т. 202, № 6. С. 1304-1307.
15. Bressanelli 1.Р., Moskowits A. Effects of strain rate temperature and composition on tensile pro-
perties of metastablc austenitic stainless steels //Trans. ASM, 1966. Vol. 59, No. 2. P. 223-239.
16. Maxwell P.C., Coberg A., Shyne I C Stress-assisted and strain-induced martensites in Ti-Ni-C
alloys //Met. Trans., 1974. Vol. 5, No. 6. P. 1305-1318.
17. Поволоцкий ВД.. Журавлев Л.Г, Штейнберг М.М. Мартенситное превращение при де-
формации желсзоникслевых сплавов Ц МиТОМ, 1977. № 6. С. 11-14.
18. Брайнин Г.Э., Лихачев В.А. Кристаллография наследования дислокаций при мартенсит-
ных превращениях и двойниковании // Металлофизика, 1982. Т 4, № 3. С. 50-56.
19. Садовский ВД., Гайдуков М.Г Изменение коэффициента упрочнения, связанное с развити-
ем мартенситного превращения при пластической деформации // МиТОМ, 1958. № 5. С. 4-8.
20. Talura., Maki Т., Паю П., Ahurai К. On the plasticity induced by martensitic transformation in
Fc-Ni alloys and Fc-Ni-Cr alloys Ц J. Jap. Inst. Met., 1969. Vol. 33, No. 12. P. 1383-1389.
21. Замбржицкий В.Н. Влияние скорости деформации на мартенситное превращение спла-
вов системы Fc-Ni-C и трип-сталей // ФММ, 1974. Т. 37, вып. 4. С. 842-849.
22. Гуляев А .П., Волынова Т.Ф. Хладноломкость а-, е- и у-твердых растворов сплавов систе-
мы Fe-Mn Ц МиТОМ, 1979. № 2. С. 1.
23. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов.М.: Ме-
таллургия, 1973. 296 с.
24. Васечкина Т.П., Путин В.Г., Уксусников А Н Уваров А Н Структура и механические
свойства мстастабильных хромомарганцсвых сталей после деформации растяжением //
ФММ, 1978. Т. 46, вып. 5. С. 963-969.
25. Лысок Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали. Киев: Тех-
ника, 1975. 304 с.
26. Вишняков ЯД. Дефекты упаковки в кристаллической структуре. М.: Металлургия, 1970.
215 с.
27. Улышин Е.А., Сорокина П.А., Георгиева И.Я. Свойства нержавеющих хромомарганце-
вых сталей с различной устойчивостью аустенита при деформации // МиТОМ, 1976. № 9.
С. 48-52.
28. Соколов О.Г.. Мелькер К.А. Инварность железомарганцевых сплавов Ц ДАН СССР,
1964. Т. 159. С. 74-76.
29. Уваров А И., Малышев К.А.. Мирмелыитейн В А. Упрочнение аустенитных сталей типа
Х4Г18Ф. М„ 1980. 36 с. - Рукопись деп. в ВИНИТИ, 08.08.80. № 3912.
67
30. Богачев И.Н., Эйсмондт Т.Д. Влияние хрома на фазовые превращения и упрочнение ста-
лей типа Г13 и 30Г10//ФММ, 1970. Т. 30, вып. 6. С. 1211-1220.
31. Малинов Л .С., Конопгоп В.И., Соколов К.Н., Сверчков Т.П. Оптимизация интенсивнос-
ти мартенситного превращения при нагружении в хромомарганцсвых сталях // Изв. АН
СССР. Металлы, 1976. № 5. С. 143-148.
32. Немировский М.Р., Немировский Ю.Р., Рудаков А.А. Деформационные у —> Е, «-превра-
щения и механические свойства нестабильного аустенитного сплава 30Х15Г16 // ФММ,
1981. Т. 52, вып. 5. С. 1074-1083.
33. Богачев И.Н., Рудаков А .А. Температурная зависимость механических свойств и кинети-
ка фазовых превращений стали 0Х14АГ12М // ФММ, 1978. Т. 46, вып. 1. С. 151-155.
34. Sipos К., Remy L., Pinean A. Influence of austenite predeformation of mechanical properties and
strain-induced martensitic transformations of a high manganese steel // Met. Trans. A, 1976. Vol. 7,
No. 6. P. 857-864.
35. Максимова О.П., Москвичев И.Ф., Замбржицкий B.H., Каминский Э.З. О роли Е-мартсн-
сита в формировании свойств аустенитных мстастабнльных сплавов// ФММ, 1976. Т. 41,
вып. 4. С. 812-821.
36. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. М.: Машиностроение, 1974. Ч. 2. 368 с.
37. Потехин Б.А. Вклад мартенситного превращения при деформации в пластичность мета-
стабильных аустенитных сталей // ФММ, 1979. Т. 48, вып. 5. С. 1065-1075.
38. Литвинов В.С., Каракишев С.Д., Хадыев М.С. Мессбауэровское исследование мартенси-
та марганцевых и никелевых сталей // МиТОМ, 1977. № 6. С. 14-17.
39. Садовский В.Д., Уваров А.И., Васечкина Т.П. и др. Влияние стабильности аустенита на
ударную вязкость некоторых аустенитных сталей // ФММ, 1980. Т. 49, вып. 4. С. 851-857.
40. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Звигинцева Г.Е., Фролова ТЛ. Хрупкость аустенитных же-
лезомарганцевых сплавов // МиТОМ, 1972. № 8. С. 51-53.
41. Богачев И.Н., Кибалышк В.Д., Фролова ТЛ. Низкотемпературное ГЦК—ГЦТ-превраще-
ние в g-фазе системы железо-марганец // ФММ, 1976. Т. 41, вып. 4. С. 875-877.
42. Волынова Т.Ф., Сидорова И.Б. Изучение природы хладноломкости железомарганцевых
сплавов методом дифракционной электронной микроскопии // ФММ, 1984. Т. 58, вып. 2.
С. 389-395.
43. Кошелев П.Ф. Механические свойства сплавов для криогенной техники. М.: Машиност-
роение, 1971. 365 с.
44. Литвинов В.С., Каракишев СД. Физическая природа упрочнения марганцевого аустени-
та//Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1979. Вып. 5. С. 81-87.
45. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных
сплавов. М.: Металлургия, 1986. 312 с.
46. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия, 1966. 298 с.
47. Гудремон Э. Специальные стали: Пер. с нем. М.: Металлургиздат, 1959-1960, т. I и 2,
1638 с.
48. Патон Б.Е., Лакомский В.И. Получение высокоазотистых сталей и их свойства // Про-
блемы специальной металлургии. Киев: Наук, думка, 1975. Вып. 1. С. 68-88.
49. А.С. 384928 (СССР). Сплав на основе железа / Е.А. Ульянин, ФЛ. Левин и др. Опубл, в
Б.И., 1973. №25.
50. А.С. 393354 (СССР). Аустенитная сталь / Е.А. Ульянин и др. Опубл, в Б.И., 1973. № 33.
51. Приданное М.В., Талое Н.П., Левин ФЛ. Высокопрочные аустенитные стали. М.: Метал-
лургия, 1969. 247 с.
52. Гаврилюк В.Г. Физические основы азотистых сталей //Перспективные материалы. Т. 2.
Конструкционные материалы и методы управления их качеством. Учеб. пос. / Под ред.
Д.Л. Меерсона. М.: ТГУ, МИСиС, 2007. 468 с.
53. Цоло Ракшев. Высокоазотистые стали. Металлургия под давлением. София: Изд-во Бол-
гар. акад, наук, 1995. 268 с.
54. Pickering F. В. Some beneficial effects of nitrogen in steel. Microalloyed vanadium steels //
Proceeding of the Inter. Symposium held in Cracov. April 24-26, 1990. P. 33-53.
55. Degallaix S., Fact Y. Azote in stainless austenitic steel. Pt 1. Influence on the metallurgical char-
acteristics // Memories ct etudes scientifieques de la Revue de Metallurgic, 1987. T. 84, No. 12.
P. 645-653.
68
56. Богачев 14.Н., Еголаев В.Ф., Звигинцева Г.Е., Фролова ТЛ. Хрупкость аустенитных же-
лезомарганцевых сплавов// МиТОМ, 1972. № 8. С. 51-53.
57. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф Фролова ТЛ. Концентрационная зависимое^, аномалии фи-
зических свойств при антиферромагнитном превращении Ц ФММ, 1970. Т. 29, вып. 2.
С. 358-365.
58. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф , Эфрос Б.М. Влияние легирующих элементов на удельное
электросопротивление железомарганцевого аустенита при антиферромагнитном пре-
вращении Ц ФММ, 1970. Т. 22, вып. 2. С. 424-426.
59. Хоменко О.А., Хилькевич И.Ф., Звигинцева Г.Е., Ваганова Л.А. Магнитообъемная ано-
малия в сплавах железо-марганец с ГЦК-решеткой // ФММ, 1978. Т. 45, вып. 4.
С. 729-736.
60. Богачев И.И., Звигинцева Г.Е. Взаимосвязь магнитных превращений в металлах и спла-
вах со свойствами и мартенситным превращением // МиТОМ, 1980. № 3. С. 51-58.
61. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф Фролова ТЛ. Особенности упрочнения аустенитных желе-
зомарганцевых сплавов// ФММ, 1972. Т. 33, вып. 4. С. 808-813.
62. Литвинов В.С., Кибальник В.Д., Филиппов М.А. Влияние алюминия па хладноломкость
железомарганцевых сплавов Ц ФММ, 1986. Т. 61, вып. 5. С. 1026-1028.
63. Косицына И.14., Сагарадзе В.В. Изменение механических свойств и антиферромагнитное
упорядочение марганцевых аустенитных сталей при низких температурах// ФММ, 1989.
Т. 68, вып. 4. С. 818-825.
64. Винтайкин Е.З., Удовенко В.А., Гогуа ЛД. Низкотемпературное ГЦК-ГЦТ-превраще-
ние в сплавах y-Mn-Fe// Изв. вузов. Физика, 1978. № 7. С. 146-148.
65. Фролова ТЛ., Кибальник ВЛ., Богачев И.Н. Магнитные и кристаллографические пре-
вращения в у-фазе системы железо-марганец // ДАН СССР, 1976. Т. 230. С. 582-585.
66. Богачев И.II., Кибальник В.Д., Фролова ТЛ. Низкотемпературное ГЦК-ГЦТ-прсвраще-
нис в у-фазе системы Fc-Mn // ФММ, 1976. Т. 41, вып. 4. С. 875-877.
67. Седов ВЛ. Антиферромагнетизм железомарганцевых сплавов // ЖЭТФ, 1962. Т. 42,
вып. 1. С. 124-126.
68. Соколов О.Г., Мелькер А.И. Инварность железомарганцевых сплавов // ДАН СССР,
1964. Т. 159. С. 74.
69. Каракишев СД., Литвинов В.С., Фролова ТЛ. Фазовые переходы в железомарганцевом
аустенитном сплаве // ФММ, 1974 Т. 38, вып. 3. С. 636-637.
70. Юрчаков Е.Е., Меньшиков А.З. Исследование состояния аустенита перед мартенситным
превращением методом эффекта Мессбауэра // ФММ, 1971. Т. 32, вып. 1. С. 168-170.
71. Кондратьев В.В., Путин В.Г. ГТредмартснситные состояния в металлах, сплавах и соеди-
нениях: экспериментальные результаты, модели структуры, классификация // ФММ,
1985. Т. 60, вып. 4. С. 629-650.
72. Финкель В.А. Низкотемпературная рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1971.
255 с.
73. Богачев 14.И., Еголаев В.Ф., Потехин Б.А. АЕ-эффскт и антиферромагнетизм в железо-
марганцевых сплавах Ц ДАН СССР, 1967. Т. 37, № 6. С. 1295-1297.
74. Kitamura Yoshi. Influence of azote content and temperature of treatment on the mechanical pro-
perties of the cold working austenitic steel // J. Iron. Steel Inst. Japan, 1987.Vol. 73, No. 5. P. 628.
75. Гаврилюк В.Г.,Дузь В.А., Ефименко С.П., Квасницкий О.Г. Взаимодействие атомов уг-
лерода и азота с дислокациями в аустените // ФММ, 1987. Т. 64, вып. 6. С. 1132-1135.
76. Гаврилюк В.Г., Ефименко С.П. Влияние азота на структуру и свойства у- и a-железа и
перспективы направления разработок высокоазотистых сталей Ц Труды I Всесоюз.
конф, по высокоазотистым сталям. Киев, 1990. С. 5-26.
77. Dcgallaix S., Foci Y. Azote dans les acicrs inoxydabls aust. 2cme partic: influence sur les caract.
mccaniqucs // Memories ci Etudes Scientif Revue de Metall., 1988. Fcvrier. P. 1 11-123.
78. Shanina V.D., Gavriljuk V.G., Berns H. High strength austenitic Cr-Mn-N steels // Steel research.,
2007. Vol. 78, No. 9. P. 714-728.
79. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова ОН, Филиппов Ю.И. Коррозионно-стойкая
аустенитная сталь с нитридным упрочнением // ФММ, 1991. № 7. С. 179-183.
80. Седов ВЛ. Антиферромагнетизм гамма-железа. Проблема инвара. М.: Наука, 1987.
288 с.
69
81. Уваров А.И., Терещенко Н.А., Шабашов В.А.,Лапина Т.М. Фазовые превращения и из-
менение механических свойств в аустенитных сталях на Cr-Мп основе, содержащих
азот// ФММ, 1992. № 7. С. 108 119.
82. Богачев И.Н., Звигинцева Г.Е. и др Влияние легирующих элементов на магнитное пре-
вращение в железомарганцевом сплаве//ФММ, 1969.Т. 28, вып. 6. С. 1018-1024.
83. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Эфрос Б.М. Влияние легирующих элементов на удельное
электросопротивление железомарганцевого аустенита при антиферромагнитном упо-
рядочении И ФММ, 1970. Т. 29, вып. 1. С. 424—426.
84. Фролова ТЛ„ Житова Л.П.. Богачев И.Н. Магнитные превращения в аустенитных же-
лезомарганцевых сплавах//ФММ, 1972. Т. 34, вып. 2. С. 427-431.
85. Лифшиц Б.Г. Физические свойства сплавов. М.: Металлургиздат, 1946. 318 с.
86. Беленкова ММ , Уваров А И Малышев К.А., Михеев М.Н. Изменение прочностных,
электрических и магнитных характеристик аустенитной стали типа 40Х4Г18Ф при тер-
мической и термомеханической обработках // ФММ, 1973. Т. 36, вып. 5. С. 971-977.
87. Захаров А.И Физика прецизионных сплавов с особыми тепловыми свойствами. М„ Ме-
таллургия, 1986. 236 с.
88. Галошина Э.В., Терещенко Н.А., Уваров А.И., Волкова Н.В. Физические свойства азот-
содержащих аустенитных сталей в условиях антиферромагнитного упорядочения //
ФММ, 1995. Т. 80, вып. 1. С. 76-84.
89. Шабашов В.А., Терещенко Н.А., Уваров А.И.,Лапина Т.М. Аномалии мессбауэровско-
го спектра поглощения в температурном интервале антиферромагнитного перехода
сталей типа XI8АГ18//ФММ, 1997. Т 83, вып. 4. С. 95-102.
90. Dalia Т„ Thornberry. Abnasan С., Yones Yr. E.R. Experimental realizations of meanfield Tsing
and Heisenberg spin-glasses // Solid State Ceram., 1985. Vol. 56, No. 6. P. 523-526.
91. Литвинов В.С., Каракишев С.Д., Овчинников В.В Ядерная гамма-рсзонансная спект-
роскопия сплавов. М.: Металлургия, 1982. 142 с.
92. Филиппов М.А..Литвинов В.С., Немировский Ю.Р. Стали с мстастабильным аустени-
том. М . Металлургия, 1988. 256 с.
93. Гаврилюк В.Г., Надутое В.М., Гладун О.В. Распределение азота в аустените Fe-N И
ФММ, 1990. №3. С. 128-134.
94. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Хакимова О.Н., Филиппов Ю.И. Коррозионностойкая
аустенитная сталь с нитридным упрочнением//ФММ, 1991. №7. С. 179-183.
95. Меньшиков А.З., Теплых А.Е., Курицин В.Н. Магнитные фазовые диаграммы ГЦК не-
упорядоченных сплавов Ni, x[Fc(Mn)]x// ЖЭТФ, 1991. Т. 99, вып. 6. С. 1772-1783.
96. МалиновЛ.С., Харланова Е.Я., ГолубовичЛ.А. Фазовые превращения в высокомарган-
цевом сплаве// МиТОМ, 1976. № 2. С. 13-16.
97. Литвинов В.С. Межатомное взаимодействие в железомарганцевых сплавах, их ста-
бильность и свойства //МиТОМ, 1995. № 10. С. 16-20.
98. Быков Г.А., Фан Зун Хиен. Расчет параметров экспериментального резонансного по-
глощения у-квантов в кристалле // ЖЭТФ, 1962. Т. 43. С. 909-920.
99. Соколов О.Г., Мелькер А.И. Инварность железомарганцевых сплавов Ц ДАН СССР,
1954. Т. 159. С. 74-76.
100. Шабашов В.АТерещенко Н.АУваров А.ИЛапина Т.М. Мессбауэровское исследова-
ние сталей типа 10X18АГ! 8 в температурном интервале антиферромагнитного упоря-
дочения Ц ФММ, 1997. Т. 83. Вып. 4.
101. Русаков А.А. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 479 с.
102. Маслов Н.В., Попов В.П., Десненко В.А. Тепловое расширение стали 07Х13Г20АН4
(ЧС52) в интервале температур 5-300 К // Прикладное криогенное и вакуумное матери-
аловедение. Киев, 1991. С. 76-79.
103. Wassermann E.F. The invar problem I I J. Magn. Magn. Mater., 1991. Vol. 100. P. 346-362.
104. Меньшиков A.3., Теплых A.E., Кузнецов В.И. Магнитные фазовые диаграммы ГЦК-не-
упорядоченных сплавов // ЖЭТФ, 1991. Т. 99, вып. 6. С. 1772-1783.
105. Крицкая В.К., Курдюмов Г.В., Нодиа Н.М. О силах связи и искажениях в кристаллах
мартенсита Ц ЖТФ, 1985. Т. 25, вып. 2. С. 177-181.
106. Stein G. Kappenringcin Krupp-Produkt mit Tradition und Zukunft//Tcch Mitt Krupp-
Werksberichte, 1980. Bd 38, Ht. 2. S. 69-72.
70
107. Банных О.Л. Экономичные нержавеющие азотистые стали как перспективный замени-
тель легких сплавов // МиТОМ, 2005. № 7. С. 9-13.
108. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989. 270 с.
109. Роль российской науки в создании отечественного подводного флота / Под ред.
А.А.Саркисова. М.: Наука, 2008. 656 с.
110. Горынин И.В., Малышевский В.Л., Калинин Г.Ю. и др. Коррозионно-стойкие высоко-
прочные азотистые стали // Вопросы материаловедения, 2009. № 3 (59). С. 7-16.
111. Сагарадзе В.В., Уваров Л.И.. Печсркина JJJ1. и др. Структура и механические свойства
толстолистовой азотсодержащей аустенитной стали 04Х20Н6Г11 АМ2БФ Ц ФММ,
2006. Т. 102, № 2. С. 250-256.
112. Соколков Е.Н, Садовский ВД Высокотемпературная термомеханическая обработка
металлов и сплавов // ФММ, 1965. Т. 19, № 2. С 226-240.
ИЗ. Бернштейн МД. Термомеханическая обработка сплавов. Т. 1. М.: Металлургия, 1968.
596 с.
114. Сагарадзе В.В., Филиппов Ю.И., Матвиенко А.Ф. и др. Коррозионное растрескивание
аустенитных и ферромагнитных сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2004. 228 с.
115. Сагарадзе В.В., Печеркина ИД., Завалишин В.А. и др. Влияние скорости охлаждения в
интервале 1100-800 °C на механические свойства и структуру азотсодержащей аусте-
нитной стали //Вопросы материаловедения, 2011. Т. 3 (67). С. 5-12.
Глава 2
АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ, УПРОЧНЯЕМЫЕ
НАНОРАЗМЕРНЫМИ ЧАСТИЦАМИ
Способность сплавов к дисперсионному твердению (старению) была
обнаружена в начале XX века [1]. К настоящему времени накоплен боль-
шой экспериментальный материал о процессах распада пересыщенного
твердого раствора [1-7]. Здесь нет необходимости в детальном рассмот-
рении структурных изменений, происходящих при распаде пересыщенно-
го твердого раствора, а достаточно напомнить лишь несколько общих по-
ложений.
1. В многокомпонентной однофазной системе, представляющей собой
пересыщенный твердый раствор, можно путем термообработки (старе-
ния) вызвать выделение второй наноразмерной фазы.
2. Вторая фаза выделяется из пересыщенного твердого раствора во
время изотермической выдержки т при температуре старения Тст. При
этом появлению равновесной фазы может предшествовать выделение
промежуточных метастабильных фаз.
3. На начальных стадиях старения образуются дисперсные частицы,
когерентно связанные с матрицей. По мере развития старения количест-
во частиц и их размеры увеличиваются, В некоторый момент изотерми-
ческой выдержки частицы теряют когерентность с матрицей и продол-
жают укрупняться со временем.
Упрочнение сплавов при старении связано с тормозящим влиянием
выделившихся наночастиц на перемещение скользящих дислокаций
[8—12]. Эффективность упрочнения при старении возрастает, если мета-
стабильную сталь охладить перед старением ниже Мн для проведения
прямого у —> сс-превращения и потом нагреть до температуры, при кото-
рой происходит полное обратное а —> у-превращение. В результате по-
следовательного прямого и обратного мартенситных превращений у —> а
вновь образующийся фазонаклепанный аустенит упрочняется. Указан-
ный метод упрочнения подробно описан в монографии [13].
Как правило, в качестве упрочняющих частиц при старении использу-
ют интерметаллиды и карбиды. В более редких случаях стали упрочняют
обоими видами частиц. Интерметаллидное старение рассмотрим на при-
мере системы Fe-Ni-Ti, а карбидное - в сплавах Fe-Mn-C—V и
Fe-Ni-V-C.
72
2.1. ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЕ УПРОЧНЕНИЕ
2.1.1. Структура и физические свойства сталей
При старении аустенитных никелевых сталей наблюдаются два меха-
низма распада пересыщенного твердого раствора [14-17]. Для первого ме-
ханизма, называемого непрерывным, характерно выделение частиц у'-фа-
зы (химического состава Ni3Ti) с изоморфной матрице ГЦК-решеткой. При
распаде интерметаллиды появляются одновременно по всему объему зерна,
хотя скорость выделения может меняться от одного участка к другому. Ча-
стицы у'-фазы парамагнитны и упорядочены по типу Ы2 (рис. 2.1, а).
Для второго механизма, называемого прерывистым, или ячеистым, ха-
рактерно выделение частиц грфазы (химического состава Ni3Ti) с ГПУ-ре-
шеткой. Прерывистый распад начинается на границах зерен и распростра-
няется в виде пластинчатых колоний, напоминающих перлитные, в соседнее
зерно (рис. 2.1, б). Колонии состоят из чередующихся прямых и параллель-
ных пластинок трфазы и аустенита, состав которого обеднен никелем и ти-
таном по сравнению с исходным. Кристаллографическая ориентация аусте-
нита между пластинками грфазы соответствует ориентации соседнего зер-
на, из которого растет колония. Ячейки прерывистого распада отделены от
нераспавшейся матрицы, как правило, большеугловой границей.
Прерывистый распад в указанных полностью рекристаллизованных
сталях, как правило, не доходит до конца (рис. 2.1, б), поскольку одновре-
менно с ним наблюдается непрерывный распад в теле зерна. Непрерывный
распад уменьшает пересыщенность твердого раствора титаном и прибли-
Рис. 2.1. Структура аустенитной стали Н26ХТ2 после непрерывного (а) и прерывистого (б)
распада с выделением у- (а) и г|-фаз (б)
Рис. 2.2. Зависимость мартенситной точки М„ от
температуры старения (т = 15 мин) в стали типа
Н25ХТ с разным содержанием титана и хрома:
1-4-1; 2,5: 3,3 и 2,7 мас.% Ti; 1-3 - 0,09; 4; 1,6% Сг соответственно
жает систему к равновесию. В частично
рекристаллизованном аустените ячеис-
тый распад может проходить полностью.
В частично рекристаллизованных ста-
лях наблюдается прерывистый распад с
выделением как у', так и Т|-фаз. Колонии
этих выделений резко различаются. Для
у'-фазы характерно веерообразное распо-
ложение кристаллов. Зародышами ячеис-
того распада являются сферические час-
тицы у'-фазы, выделившиеся при непре-
рывном распаде вблизи границ зерен [18]. Поскольку при температуре ста-
рения рост частиц у'-фазы контролируется граничной диффузией, протека-
ющей в условиях миграции границ, то частицы приобретают форму стерж-
ней. Если при прерывистом распаде с выделением Г|-фазы ведущим являет-
ся рост пластин интерметаллида Ni3Ti, то при ячеистом распаде с выделени-
ем у'-фазы - миграция границ.
Как показал эксперимент, метастабильные аустенитные стали после
ковки целесообразно обрабатывать с помощью двойной закалки от
1100...1150 °C в воде с промежуточным охлаждением в жидком азоте. При
охлаждении сталей до 196 °C часть аустенита превращается в мартенсит
(у —> «-превращение). При повторном нагреве происходит обратное мар-
тенситное « —> у-превращение, в результате которого образуется фазона-
клепанный аустенит (ф.а.). Рекристаллизация аустенита при повторном на-
греве происходит в два этапа [18]: при 850 °C наблюдается рекристаллиза-
ция ф.а., при 950 °C - остаточного аустенита (о.а.), который не принимал
участия в у —> a-превращении, но получил наклеп при прямом превращении.
Полная рекристаллизация аустенита заканчивается при 1050...1100 °C. Ука-
занная двойная закалка сталей обеспечивает прохождение перекристалли-
зации и получение достаточно равновесных и одинаковых по размеру зерен
аустенита. Чем ниже температура полной рекристаллизации, тем мельче
зерно. Большая суммарная протяженность границ в сталях с мелким зерном
увеличивает вероятность развития ячеистого распада. Однако получение
мелкого рекристаллизованного зерна аустенита не создает условия для
100%-го ячеистого распада. Эти условия можно создать в том случае, если
температура закалки обеспечит получение рекристаллизованного фазона-
клепанного аустенита и участков нерекристаллизованного остаточного ау-
стенита одновременно [16].
В полностью рекристаллизованных (после двойной закалки от 1100 °C)
аустенитных сталях типа Н25ХТ2, содержащих, мас.% 0,03 С; 24,6-27 Ni;
0,09-1,6 Сг; 2,2-2,7 Ti [14, 19], на ранних стадиях старения (при 500 °C и ни-
же) обнаружить у'-фазу методами электронной микроскопии трудно. После
74
изотермической выдержки в течение 15 мин при температуре старения
Тст = 550 °C видны мелкие интерметаллидные частицы, которые хорошо
выявляются только вблизи контуров экстинции. С увеличением времени
старения до 4 ч плотность частиц повышается, но они по-прежнему дис-
персны (порядка 5-6 нм).
Выделение фазы обедняет аустенит никелем и титаном, поэтому может
снижать энергию дефектов упаковки (ДУ). Это проявляется в том, что по-
сле старения при 550 °C можно наблюдать геликоидальные дислокации, а
также ДУ, на которых в некоторых сталях видны выделения т]-фазы
[19, 20]. Заметим, что ДУ и плоские скопления встречаются тем чаще, чем
больше продолжительность изотермической выдержки.
При Тсг = 600 °C количество интерметаллидной фазы увеличивается со
временем изотермической выдержки, а дисперсность остается высокой. Ди-
аметр частиц не превышает 10 нм. При дальнейшем увеличении температу-
ры старения диаметр частиц у'-фазы возрастает и при Тст = 800 °C может
достигать величины 40 нм. Интерметаллиды когерентно связаны с матри-
цей до Тст = 700 °C. Укрупнение частиц при Тст > 700 °C приводит к частич-
ной или полной потере когерентности, о чем свидетельствует возможность
экстрагирования их угольной репликой. Сохранение когерентной связи с
матрицей достаточно крупных интерметаллидных частиц обусловлено бли-
зостью параметров решеток аустенита и у'-фазы. Внутри зерна иптерме-
таллиды распределены сравнительно равномерно. Исключение составляют
области, примыкающие к границе двойников отжига. Экспериментально
наблюдаемое увеличение плотности частиц у'-фазы авторы [14] объясняют
тем, что границы двойников отжига являются хорошим стоком для вакан-
сий и это ускоряет диффузионное образование новой фазы.
Наряду с непрерывным распадом в стали типа Н25ХТ2 протекает пре-
рывистый распад [16-18]. Появление пластинчатых колоний ячеистого рас-
пада обусловлено ростом границ Г|-фазы, выделившихся на границах зерен
в результате старения. В полностью рекристаллизованном аустените стали
типа Н25ХТ2 прерывистый распад наблюдается в интервале температур
750...850 °C, а выше 850 °C интерметаллидные частицы начинают раство-
ряться в аустените.
Старение не изменяет положение М„ до некоторой температуры старе-
ния Ти, которая зависит от содержания в стали титана (см. кривые 1-3 на
рис. 2.2). При 1%-м содержании Ti аустенит в процессе нагрева практичес-
ки не распадается, а при увеличении количества титана до 2,5 и 3,3% темпе-
ратура Ти составляет 500 и 300 °C соответственно. Повышение температу-
ры старения до 550 °C снижает М„, по сравнению с закаленным состоянием,
т. е. наблюдается стабилизация аустенита.
Существуют различные мнения относительно причин понижения М„.
Наиболее приемлемым и универсальным можно, по-видимому, считать сле-
дующее объяснение [21-25]. При мартенситном превращении состаренного
метастабильного аустенита возможны три случая: 1) частицы превращают-
ся с матрицей (оставаясь когерентными) в ОЦК-структуру; 2) частицы ос-
таются непревращенными (сохраняют ГЦК-решетку), и при этом формиру-
ется некогерентная межфазная граница между мартенситом и непревра-
75
щепными частицами; 3) частицы остаются непревращенными, но сохраня-
ется когерентная связь между частицей и мартенситом. На превращение
ГЦК - ОЦК (первый случай) или на создание межфазной границы между
частицами и мартенситом (второй случай) затрачивается дополнительная
энергия, в результате чего Мн снижается. В третьем случае наблюдается по-
явление тетрагонального мартенсита вследствие задержки бейновской де-
формации превращающейся фазы вокруг этих частиц [23-25]. Степень тет-
рагональное™ мартенсита (с/д) зависит от величины частиц. Существует
критический размер частиц у '-фазы, при превышении которого частицы
теряют когерентность в процессе у —> ос-превращения. Срыв когерентности
обусловливает уменьшение величины с/д. Поэтому в зависимости от темпе-
ратуры и продолжительности старения наблюдается немонотонное измене-
ние степени тетрагональное™ решетки мартенсита. При этом следует
учесть, что при старении возникает разное распределение частиц по разме-
рам, поэтому одновременной потери когерентности всеми частицами не
происходит и степень тетрагональное™ мартенсита уменьшается плавно по
мере увеличения среднего размера частиц.
Таким образом, на разных стадиях старения изменение Мн определяется
двумя факторами, действующими в разных направлениях: стабилизирующим,
обусловленным затратой энергаи при наследовании у'-частиц кристаллами
мартенсита, и дестабилизирующим, связанным с обеднением твердого раство-
ра никелем и титаном. При низких температурах старения первый фактор оп-
ределяет зависимость М„ - f(Tcr). При Тст > 550 °C второй фактор усиливается
с повышением температуры старения. Начиная с Тст = 650 °C он становится
превалирующим, поэтому наблюдается дестабилизация аустенита (см. рис. 2.2).
Распад твердого раствора влияет не только на Мн, но и на кинетику мар-
тенситного превращения при охлаждении. Рассмотрим указанные измене-
ния на примере стали Н25ХТ2 [26].
Закаленная сталь топа Н25ХТ2 обладает смешанной кинетикой мартен-
ситного превращения. Интервал изотермического превращения составляет
от -170 до -110 °C, а мартенситная точка атермического мартенсита Mjj ле-
жит при -140 °C, т. е. внутри этого интервала. При изотермических вы-
держках выше -140 °C протекает только изотермическое превращение, а
ниже -140° С - смешанное. При этом атермическое превращение начинает-
ся раньше изотермического. При резком охлаждении до -196 °C может об-
разоваться до 40% атермического мартенсита.
Стабилизирующее старение (Тст = 550 °C) полностью предотвращает изо-
термическое превращение и его мартенситная точка М“ опускается ниже
-196 °C (сравните рис. 2.3, а и б). При этом следует обратить внимание па то,
что в состаренных образцах присутствует в небольших количествах (~4%) по-
верхностный мартенсит, который практически исчезает после электролити-
ческого стравливания поверхностного слоя. Кроме того, температура начала
образования атермического мартенсита М,[ снижается до -180 °C и его коли-
чество уменьшается до 6% при охлаждении до -196 °C (см. рис. 2.3, а и б).
Дестабилизирующее старение повышает интервал изотермического и
атермического превращения (см. рис. 2.3, а, в). При этом температура М*1
оказывается выше комнатной, а М’ < 0 °C. В этом случае при охлаждении
76
Рис. 2.3. Взаимное расположение кривых, ха- Т, °C
рактеризующих начало атермического (1) и
изотермического (2) мартенситных превра-
щений.
Обработка: а - закалка; б - стабилизирующее старение О
при Тс= 500...550 °C: в, г - дестабилизирующее старение
при Тс > 550 °C
-------------------------------------- 100
от Тст = 650...700 °C происходит до-
статочно полное (до 60-70%) изотер- -200
мическое превращение с образова-
нием реечного мартенсита, а атер-
мический мартенсит отсутствует.
При увеличении в стали количества титана (до 5%) при тех же температу-
рах старения можно получить сталь с М" и М® > 20 °C (рис. 2.3, в, г). В этом
случае при охлаждении стали от Тст = 650...700 °C до комнатной температу-
ры в структуре наблюдается смесь атермического и изотермического мар-
тенситов. Следовательно, кинетика мартенситного превращения и морфо-
логия мартенсита в одних и тех же сталях существенно зависит от темпера-
туры старения. При этом рассмотрение касалось только распада твердого
раствора с выделением у'-фазы. Выделение в аустените^Т]-фазы также вли-
яет на процесс у —> а-превращения.
Старение стали при 800...820 °C позволяет получить сравнительно боль-
шую долю (до 70-75%) ячеистого распада с выделением Т|-фазы. Изучение
мартенситного превращения в этой стали проведено в работе [27]. Медлен-
ное охлаждение стали ниже комнатной температуры или продолжительная
изотермическая выдержка при 20°С приводит к мартенситному превраще-
нию внутри колоний прерывистого распада. Мелкие кристаллы мартенсита
образуются в участках обедненного аустенита, а пластины т|-фазы остаются
прямыми и параллельными между собой. Резкое охлаждение состаренного
материала до -80 или -196 °C приводит к появлению крупных пластин линзо-
образного мартенсита в пределах всей колонии ячеистого распада. Пластины
т|-фазы изгибаются, отражая сдвиговый характер у —> а-превращения.
В работе [27] предложен следующий механизм развития мартенситного
превращения в колонии ячеистого распада. Мартенситный кристалл возника-
ет и растет в аустените между пластинами трфазы. Достигнув поверхности
пластины, он создает вдоль направления своего движения сильные упругие
напряжения в пластинах Т]-фазы. Волна упругих напряжений передается в со-
седний участок аустенита, что способствует дальнейшему увеличению мар-
тенситного кристалла благодаря строго одинаковой ориентации аустенита,
находящегося между пластинами. Сдвиг, происходящий во время у —> а-пре-
вращепия аустенита в колонии ячеистого распада, приводит к закономерно-
му параллельному изгибу всех пластин т]-фазы, пересекаемой мартенситным
кристаллом. После возникновения атермической двойникованной части кри-
сталла в участках аустенита происходит изотермический рост дислокацион-
ной части мартенситной пластины по обе стороны от мидриба.
В никелевых сталях никель можно частично заменять марганцем. В ра-
боте [28] изучено старение стали Н15Х5ГЗТЗ, содержащей, мас.%: 0,06 С;
77
Таблица 2.1
Структурные параметры и характеристики упрочпепия
состаренной стали Н15Х5ГЗТЗ
nJ 0 й’, f.% К нм Д<Т| Доч Да, ДОЭ
1 СТ’ см-3 МПа
600 6 5 10 5,2 32,0 150 45 1240 190
650 4 7 3,8 5,5 43,5 180 55 1030 160
650 6 8 3,0 6,4 46,0 210 65 1050 240
650 9 10 1,7 7,1 54,5 250 80 980 270
700 6 17 0,3 6,2 99,0 310 НО 590 -
15,5 Ni; 5,5 Сг, 3,2 Мп; 3,2 Ti, которая после закалки от 1100 °C в воде име-
ет достаточно стабильный аустенит (М„ < -196 °C). При старении в интерва-
ле 600...700 °C в аустените выделяются упорядоченные частицы у'-фазы.
После старения такие структурные параметры, как средний радиус у'-частиц
г, плотность частиц п, объемная доля выделений f и расстояние между части-
цами X, изменяются так, как показано в табл. 2.1. Здесь же приведены рассчи-
танные по различным уравнениям значения прироста предела текучести До,,
Ag?, Ао3, а также экспериментальные значения Дет, (подробнее см. раз-
дел 2.1.2). Наблюдаемые зависимости характерны для стареющих аустенит-
ных сталей. Кроме того, по границам зерен состаренной при Тст = 650...700 °C
стали видны как выделения трфазы, так и области, свободные от выделений,
ширина которых достигает 0,2-0,5 мкм. На неко торых микрофотографиях
состаренных сталей наблюдаются протяженные ДУ. Анализ темнопольных и
светлопольных изображений дефектов упаковки совместно с микродифрак-
цией показал, что они являются в основном дефектами вычитания, лежащи-
ми в плоскостях типа {111}. Обнаружено, что количество ДУ несколько воз-
растает при увеличении продолжительности старения. Снижение ЭДУ аусте-
нита происходит в результате выделения из матрицы никеля, который расхо-
дуется на построение интерметаллидных частиц.
Аустенит закаленной стали Н15Х5ГЗТЗ стабилен при охлаждении и де-
формации растяжением. В таком аустените наблюдается большое количест-
во клубковых дислокационных сплетений, образующих структуру типа ячеи-
стой. Для микроструктуры состаренного аустенита после растяжения харак-
терно формирование дислокационных сплетений, локализованных в плоско-
стях скольжения {111} и вытянутых вдоль нескольких кристаллографичес-
ких направлений. В некоторых участках аустенита наблюдаются деформаци-
онные двойники. Такое изменение субструктуры свидетельствует об умень-
шении ЭДУ матрицы в результате старения. После старения при Тст = 650 °C
в течение 4 ч дестабилизация аустенита оказывается достаточной для того,
чтобы при растяжении произошло превращение аустенит —> мартенсит де-
формации в основном реечного типа. Рейки образуют пакеты кристаллов не-
скольких (до шести) ориентировок. Внутри кристаллов мартенсита видны
равномерно распределенные дислокации и частицы у'-фазы.
Анализ светлопольных и темнопольных изображений кристаллов мар-
тенсита как в рефлексах ГЦК-фазы типа (200)у, так и ОЦК-фазы мартенси-
78
та — (110)„ и (200)а, а также наличие сверхструктурных отражений от час-
тиц у'-фазы показывают, что даже высокодисперсные частицы (размером
5 нм), поглощенные мартенситом, имеют ГЦК-решетку и являются упруго
искаженными. Деформационный контраст на изображениях мартенсита,
содержащего частицы у'-фазы, и диффузионное рассеяние электронов кри-
сталлами такого мартенсита, как в [25], указывают на сохранение дисперс-
ными частицами у'-фазы когерентной связи с решеткой мартенсита и нали-
чие в нем тетрагональных искажений.
Электронно-микроскопические наблюдения структуры стали типа
Н25ХТ2 после растяжения позволили установить следующее [29-31]. В ста-
бильном аустените, т. е. при температуре растяжения Тнс > Мд, пластическая
деформация осуществляется формированием дислокационной субструктуры.
По мере приближения Тис к Мд растяжение на небольшие степени деформа-
ции приводит к более равномерному распределению дислокаций в плоско-
стях преимущественного скольжения аустенита, а при увеличении степени
деформации - к формированию дислокационных переплетений высокой
плотности, сравнительно однородно расположенных по объему зерна вдоль
следов скольжения. Кроме того, в некоторых объемах внутри зерен наблю-
даются дефекты упаковки и деформационные двойники, количество и протя-
женность которых тем больше, а толщина двойников тем меньше, чем ниже
ЭДУ аустенита. В свою очередь, ЭДУ понижается по мере увеличения в ма-
трице количества хрома и уменьшения содержания никеля. Указанные изме-
нения субструктуры хорошо коррелируют с известной температурной зави-
симостью ЭДУ в метастабильных сплавах Fe-Ni и Fe-Ni-Cr [32, 33],
Растяжение при Тис < Мд обусловливает появление мартенсита как рееч-
ного типа, в виде пакетов тонких кристаллов шириной 0,05-0,15 мкм, так и
пластинчатого. При этом последний может быть частично или полностью
двойникованным. При приближении Тис к Мн существенно возрастают сред-
ние размеры кристаллов мартенсита, среди которых начинают преобладать
двойникованные. Мартенситные кристаллы наследуют частицы у'-фазы,
находящиеся в состаренном аустените, т. е. наблюдаются процессы, описан-
ные для стали Н15Х5ГЗТЗ. В растянутых сталях, кроме мартенсита дефор-
мации, присутствует остаточный аустенит. Структура его похожа на ту, ко-
торая описана для случая деформации при Тис > Мд.
Структура состаренных сталей определяет характер разрушения (вяз-
кий, хрупкий или смешанный) и в конечном счете механические свойства
сталей. В следующем разделе рассмотрены фрактография состаренных
сталей, их прочностные и пластические свойства. Основное внимание уде-
лено сталям после таких термических обработок, которые обеспечивают
получение немагнитного состояния материала (Мн < 20 °C).
2.1.2. Фрактография и механические свойства сталей
при растяжении
После старения при 550 (до 8 ч) и 600 °C (до 2 ч) сталь Н26Х5Т2 со ста-
бильным аустенитом разрушается вязко (рис. 2.4, а). По мере увеличения
продолжительности и температуры старения (до Тст = 700 °C) на фоне вяз-
79
Рис. 2.4. Изломы аустенитных никелевых сталей:
а - вязкий, б - смешанный, в - хрупкий
кого разрушения наблюдается появление фасеток хрупкого разрушения,
количество которых возрастает (рис. 2.4, б). При этом глубина чашечек
(пор) вязкого излома уменьшается. Эти изменения на фрактограммах сви-
детельствуют о снижении пластичности стабильного аустенита.
В метастабильной стали Н26ХТ2 после старения при 550 (8 ч) и 600 °C
(0,25 ч) упрочненный аустенит и мартенсит деформации, образовавшийся
из состаренного аустенита при растяжении, разрушаются вязко. Старение
при 600 °C (т > 0,25 ч) резко изменяет характер разрушения, которое стано-
вится смешанным. Хрупкое разрушение происходит в основном по грани-
цам зерен (рис. 2.4, в). Следовательно, в метастабильных сталях переход от
вязкого разрушения к смешанному происходит при меньших изотермичес-
ких выдержках, что обусловлено более низкой пластичностью мартенсита.
При определенных параметрах распада твердого раствора мартенсит де-
формации разрушается хрупко, что приводит к появлению в изломе фасе-
ток скола.
Влияние химических элементов, входящих в состав хромоникелевых
сталей, проявляется следующим образом. Повышение содержания титана
в стабильном и метастабильном аустените ускоряет распад твердого рас-
твора, в результате чего температура старения снижается, обусловливая
переход материала от вязкого разрушения к смешанному. Дополнитель-
ное легирование никелем и хромом понижает Мн, что позволяет регули-
ровать стабильность аустенита и в конечном счете изменять характер раз-
рушения стали.
Изломы сталей, упрочненных методом фазового наклепа [13], вязкие.
Сравнение изломов закаленного и фазонаклепанного аустенита показыва-
ет, что в последнем случае наблюдается значительное различие в диамет-
рах пор. Это, по-видимому, обусловлено частичным распадом пересыщен-
ного твердого раствора в процессе обратного а —> у-превращения. Дисперс-
ные интерметаллидные частицы служат центрами зародышей пор. Изломы
фазонаклепанной стали типа Н26ХТ2 после старения при 500 и 550 °C вяз-
80
Таблица 2.2
Зависимость механических свойств стабильных сталей от температуры Тст
и продолжительности старения Т
т„.°с т, ч ов, МПа о0>2, МПа V, % 6. %
Сталь Н27Х5Т2
600 0 700 280 74 45
600 0,25 730 300 72 45
600 2 790 310 70 43
600 4 850 350 70 40
600 8 900 420 69 39
700 0,25 800 450 65 42
700 2 880 500 50 30
700 4 910 600 36 28
700 8 1050 700 23 20
Сталь Н26Х5ТЗ
550 0,25 710 320 75 40
550 I 800 380 73 40
550 2 860 420 72 40
550 4 980 500 70 35
600 0,25 900 400 65 40
600 1 980 500 55 35
600 2 1040 600 46 35
600 4 1100 690 40 30
600 8 1180 800 30 24
700 0,25 1000 580 50 24
700 1 1050 600 40 28
700 2 1100 680 30 22
700 4 1150 780 15 12
кие. Диаметр пор и их глубина уменьшаются при увеличении продолжи-
тельности изотермической выдержки. При дальнейшем повышении темпе-
ратуры старения появляются фасетки хрупкого разрушения, как в закален-
ных (нефазонаклепанных) сталях.
Следует отметить определенную корреляцию между величиной относи-
тельного сужения и характером разрушения стали. При v > 40^45% стали
разрушаются вязко. При этом уменьшение глубины пор соответствует по-
нижению уровня V- При v = 40^45% появляются первые фасетки хрупкого
разрушения. По мере увеличения поверхности излома, занятой фасетками
хрупкого разрушения, снижается уровень \у. Уменьшение относительного
сужения и относительного удлинения происходит одновременно, но уровень
значений последней характеристики пластичности во всех случаях ниже.
В метастабильных сталях типа Н25ХТ2 наблюдали такие же закономер-
ности изменения механических свойств от температуры и продолжительно-
сти старения, как для стабильных сталей [34, 35]. Однако сравнение проч-
ностных и пластических свойств этих сталей (табл. 2.2 и 2.3) позволяет вы-
явить количественные различия.
81
Таблица 2.3
Зависимость механических свойств мстастабильпых сталей от температуры
и продолжительности т старения
Т„,°с т, ч св, МПа МПа V, % 8, %
Сталь Н27Т2
600 0 550 250 72 60
600 0.25 700 270 55 50
600 2 820 350 41 35
600 4 900 410 31 25
600 8 950 520 25 20
Сталь И26ТЗ
550 0,25 800 450 40 48
550 1 900 500 29 20
550 2 950 510 22 15
550 4 980 530 20 12
Сталь Н25Х2ТЗ
550 0,25 680 280 70 60
550 2 700 300 70 60
550 4 720 320 70 60
550 8 900 500 30 30
600 0,25 800 450 60 40
600 2 970 500 10 15
Сравним стали Н27Х5Т2 и Н27Т2 (27,1% Ni; 2,5% Ti). Приемлемая для
практики пластичность = 41%, 8 = 35%) в метастабильной стали Н27Т2
достигается после старения 600 °C в течение 2 ч (см. табл. 2.3). В изломе
этой состаренной стали наблюдается появление первых участков хрупкого
разрушения. Упрочненная сталь имеет ап = 820 МПа и о02 = 350 МПа. Уве-
личение продолжительности старения снижает пластичность до уровня, ко-
торый можно считать неприемлемым для изделий ответственного назначе-
ния, и, что является определяющим в выборе неферромагнитной стали, по-
вышает М„ до комнатной температуры. Уже после 8 ч изотермической вы-
держки сталь становится магнитным двухфазным материалом (Мн > 20 °C).
Повышение Тст влияет на механические характеристики и Мн так же, как
увеличение продолжительности старения.
Максимальные прочностные свойства достигаются при Тс,. = 700 °C, но
такую сталь нельзя применять в качестве немагнитного материала. Струк-
тура стали в этом случае будет состоять из двух фаз: аустенита и мартенси-
та охлаждения, образовавшегося при охлаждении от температуры старения
до комнатной (Мн > 20 °C). Дальнейшее увеличение температуры старения
приводит к снижению прочностных свойств, так как при 800...850 °C проис-
ходит обратное растворение интерметаллидных частиц в аустените.
Сталь Н27Х5Т2 остается стабильной (Мн < 20 °C) после старения при
700 °C в течение 2 ч. При вязком изломе она имеет следующие механичес-
82
кие свойства: ов = 880 МПа, о02 = 500 МПа, \|/ = 50%, 5 = 30%, т. е. ее проч-
ностные свойства существенно выше, чем в стали Н27Т2. Дальнейшее уве-
личение температуры старения для стабильного аустенита нецелесообраз-
но по тем же причинам, которые указаны для метастабильной стали.
Сопоставление механических свойств сталей Н26Х5ТЗ (стабильная) и
Н26ТЗ (метастабильная) для различных режимов старения позволяет сде-
лать те же выводы, что и при рассмотрении материалов с меньшим содер-
жанием титана. При этом обратим внимание на следующую особенность
старения сталей с большим содержанием титана. Во-первых, в них для до-
стижения одного и того же уровня прочностных свойств требуется меныпая
продолжительность старения. Во-вторых, максимальный уровень прочно-
стных свойств (<УВ = 1180 МПа, о02 = 800 МПа), достигаемый при упрочне-
нии старением, выше. При этом сохраняются удовлетворительные пласти-
ческие свойства и немагнитность материала.
Следует также отметить благоприятное влияние на пластичность допол-
нительного легирования хромом метастабильных сталей системы Fe-Ni-Ti.
Так, стали Н26ТЗ и Н25Х2ТЗ после старения при 550 и 600 °C (0,25 ч)
соответственно имеют одинаковые прочностные свойства (ов = 800 МПа,
сг02 = 450 МПа), но разный уровень значений относительного сужения
(см. табл. 2.3). В стали с хромом величина у повышается в 1,5 раза. Иссле-
дования изломов дают основание объяснить такое различие более равно-
мерным распределением мартенсита деформации в аустенитных зернах, ко-
торое, в свою очередь, обусловлено более равномерным распределением
интерметаллидной фазы в матрице.
В табл. 2.3 представлены механические свойства состаренных сталей,
упрочненных за счет частиц. Как показано в работе [36], возможно упроч-
нение метастабильных аустенитных сталей и за счет прерывистого распа-
да. Так, в стали Н26ТЗ после полного (100%) ячеистого распада получены
следующие механические свойства: <5В = 650 МПа, о02 = 300 МПа, 5 = 56%,
V = 75%. Следовательно, с точки зрения получения достаточно высоких
прочностных свойств, способ упрочнения за счет прерывистого распада
менее перспективен.
Из анализа механических свойств (см. табл. 2.2 и 2.3) и структуры ста-
лей можно сделать заключение о том, что появление мартенсита деформа-
ции при растяжении (при испытании механических свойств) снижает значе-
ния V- Однако экспериментальные данные, описанные ниже, не дают осно-
вания для однозначного утверждения.
Сталь Н15Х5ГЗТЗ [28], по сравнению со сталями типа Н27ХТ2, имеет
особенность, которая заключается в том, что после старения при 650 °C в
течение 1-2 ч она остается стабильной, а мартенсит деформации при растя-
жении наблюдается при увеличении изотермической выдержки от 2 до 9 ч
(рис. 2.5). Относительное удлинение 5 (при т < 2 ч) уменьшается, как и в дру-
гих стабильных сталях, а потом повышается. Относительное удлинение, ко-
личество мартенсита деформации, пределы прочности и текучести увели-
чиваются одновременно. При этом относительное сужение уменьшается по
мере возрастания продолжительности старения. При вязком разрушении
(после старения до 7 ч) снижение сравнительно небольшое, а появление
83
Рис. 2.5. Зависимость количества мартен-
сита деформации а и механических
свойств стали Н15Х5ГЗТЗ от продолжи-
тельности старения т при 650 °C
смешанного разрушения в изломе
коррелирует с резким уменьшени-
ем относительного сужения.
Следует обратить внимание на
изменение составляющих относи-
тельного сужения (V = Vp + Vc) и
относительного удлинения (8 = 8р + 8С). Равномерные составляющие \|/р и 8р
указанных величин уменьшаются после старения стабильного аустенита
(т < 2 ч). Увеличение количества мартенсита деформации коррелирует с
возрастанием \ур, о02, 8р. Сосредоточенные составляющие относительного
сужения \ус и относительного удлинения 8С уменьшаются по мере продолжи-
тельности старения.
В данной монографии влияние содержания в аустените примесей, таких
как кислород, азот и др., количество которых зависит от способов выплав-
ки, не рассматривается. Однако, по-видимому, этот вопрос требует специ-
ального рассмотрения, особенно для метастабильного аустенита, поскольку
механические свойства мартенсита деформации могут существенным обра-
зом зависеть от указанных примесей.
Представляет интерес установить структурный механизм упрочнения
стареющих сталей системы Fe-Ni-Ti. Основные модели взаимодействия
дислокаций с когерентными упорядоченными частицами обсуждаются во
многих работах. Такая попытка для стали Н15Х5ГЗТЗ предпринята в [28].
Перерезание частиц при пластической деформации может осуществ-
ляться либо одиночной дислокацией, либо парной сверхдислокацией. Тогда
величина дисперсионного упрочнения (прироста предела текучести До) для
краевой дислокации составляет
До, = (ш у/Ь) [8 f угДл G Ь2)]|/2;
Ди2 = (т у/2Ь) {[8 f у гДл G Ь2)]1/2 - f}.
При определенных условиях возможно огибание когерентных частиц по
Оровану [36, 37]:
До3 = m a G b Ф In (rs/b)/[2n(A, - 2 rs)].
В формулах используются следующие обозначения: m - ориентацион-
ный множитель, равный для сталей с ГЦК-решеткой 3,06; у - энергия анти-
фазной границы упорядоченной фазы (НО эрг/см2); b - вектор Бюргерса
(0,253 нм); ~rs - радиус среднего сечения частицы, равный r(2/3)l/2; G - мо-
дуль сдвига аустенита (7x104 н/мм2); а - статистический коэффициент (0,85);
Ф - коэффициент, характеризующий тип дислокаций и для данного случая
равный 0,5.
84
В табл. 2.1 приведены структурные параметры стали после некоторых
режимов обработки и расчетные оценки величины упрочнения (Д<5Ь Д<52,
До3), полученные по указанным формулам для различных механизмов
взаимодействия дислокаций с препятствиями. Сравнение этих величин с
экспериментальными данными (Доэ) показывает, что основным механиз-
мом взаимодействия в исследованных случаях является перерезание у'-ча-
стиц, причем лучшее совпадение результатов наблюдается для модели оди-
ночной дислокации.
2.1.3. Изменение ударной вязкости
Важной характеристикой механических свойств является ударная вяз-
кость. Старение метастабильной стали в течение некоторого времени т не
изменяют вязкого характера разрушения (см. рис. 2.4, а). При увеличении
изотермической выдержки вязкий излом заменяется смешанным (см.
рис. 2.4, б). Площадь излома, занятая фасетками хрупкого разрушения
(см. рис. 2 4, в), тем больше, чем продолжительнее старение. Чем стабиль-
нее сталь, тем больше т. Так, для H32T3 величина т = 4 ч, а для Н26ТЗ она
равна 0,5 ч. Появление смешанного излома хорошо коррелирует с нача-
лом снижения ударной вязкости (табл. 2.4).
В более стабильной стали Н26Х5ТЗ снижение вязкости наблюдали при
более высокой температуре старения, чем в метастабильной стали Н26ТЗ.
В первом материале снижение KCU происходит после 2 ч старения при
600 °C и ее уровень остается высоким до т = 10 ч. Доля хрупкой составля-
ющей в изломе при изотермической выдержке (Тст - 600 °C) у величивается
медленно, по сравнению со сталью Н26ТЗ.
Стали, стабильные при растяжении, не испытывают мартенситного
у —> а-превращения и при ударных нагрузках. В метастабильных закален-
ных сталях при определении вязкости часть аустенита превращается в мар-
тенсит деформации. Старение при сравнительно низких температурах стаби-
лизирует аустенит. В стали Н26ТЗ в результате распада твердого раствора
при 550 °C (т = 1 ч) количество мартенсита деформации уменьшилось с 30 до
20 %, а в стали H23T3 после аналогичного режима старения - с 12 до 6%.
Анализ изломов и шлифов, изготовленных из разрушенных ударных об-
разцов, позволяет установить взаимосвязь между фрактографией, с одной
стороны, и количеством мартенсита деформации и его пластичностью - с
другой.
В стали Н26Х5ТЗ количество у '-фазы существенно увеличивается при
замене одного режима старения (550 °C, 1 ч) на другой (600 °C, 2 ч). Об этом
свидетельствует повышение предела текучести с 380 до 600 МПа. После
той и другой термообработок сталь разрушается вязко при комнатной тем-
пературе. При Тис = - 196 °C в процессе ударных испытаний появляется до
10% мартенсита деформации, наблюдается смешанное разрушение. Следо-
вательно, появление в структуре мартенситных кристаллов, которые насле-
дуют частицы у'-фазы при у —» a-превращении, обусловливает переход от
вязкого разрушения к смешанному, что приводит к существенному сниже-
нию вязкости (см. табл. 2.4). Сравнение фрактографии сталей Н26Х5ТЗ,
85
Таблица 2.4
Ударная вязкость и количество мартенсита в изломе состаренных сталей
при разных температурах испытания Тис
Обработка т„„ °C KCU, МДж/м2 м** М, м2
%
Сталь Н26ТЗ
3+550 °C; 0,5 ч 20 3,0 20 20 0
3+550 °C; 1 ч 20 1,3 20 20 0
3+550 °C; 2 ч 20 0,6 19 19 0
3+550 °C; 4 ч 20 0,5 17 17 0
Сталь H32T3
3+550 °C; 4 ч 20 3,0 4 -
Сталь Н26Х5ТЗ
3+600 °C; 2 ч 20 3,0 5 5 0
3+600 °C; 4 ч 20 2,5 6 6 0
3+600 °C; 10 ч 20 2,0 10 10 0
Сталь Н26ТЗ
3+550 °C; 1 ч -20 0,7 20 20 0
3+550 °C; 1 ч -60 0,2 25 25 0
3+550 °C; 1 ч -196 0,1 30 20 10
Сталь H32T3
3+550 °C; 1 ч -40 3,0 8 8 0
3+550 °C; 1 ч -60 2,8 14 14 0
3+550 °C; 1 ч -80 2,2 15 15 0
3+550 °C; 1 ч -196 0,8 24 24 0
Сталь Н26Х5ТЗ
3+600 °C; 2 ч -100 3,0 6 6 0
3+600 °C; 2 ч -196 2,4 10 10 0
* Закалка (3): ** М - ( М,+ М2)%, где М, - мартенсит деформации, М, - мартенсит охлаждения.
H32T3 и Н26ТЗ при Тис = -196 °C, содержащих 10, 24 и 30% мартенсита
соответственно, показывает, что увеличение количества ферромагнит-
ной a-фазы повышает долю хрупкой составляющей в смешанном изломе,
обусловливая сильное снижение ударной вязкости с 2,4 (Н26Х5ТЗ) до
0,1 МДж/м2 (Н26ТЗ).
В состаренной (550 °C, 1 ч) стали Н26ТЗ содержание мартенсита дефор-
мации в изломе при Тис = 20 и -20 °C одинаково (20%), а ударная вязкость
различна: KCU = 1,3 и 0,7 МДж/м2 соответственно. Это свидетельствует о
температурной зависимости пластичности мартенсита, которая влияет на
уровень вязкости метастабильной стали.
Аустенит стали Н26ТЗ после старения при 550 °C в течение 0,5 и 1 ч
имеет близкие значения предела текучести (480 и 500 МПа соответственно),
86
что свидетельствует о незначительной разнице в содержании интерметал-
жидной фазы в указанных материалах. При этом количество мартенсита де-
формации, образующегося при ударных испытаниях (Тис = 20 °C), одинако-
во и равно 20% (см. табл. 2.4). Однако вязкость стали после термообрабо-
ток разная и равна 3,0 и 1,3 МДж/м2 соответственно. Такое значение удар-
ной вязкости обусловлено, вероятно, различием в кинетике мартенситного
превращения, протекающего при ударном нагружении.
Различие кинетики мартенситного превращения, в свою очередь, обус-
ловлено тем, что распад твердого раствора при увеличении изотермической
выдержки протекает более неравномерно, особенно по границам зерен.
Выделение интерметаллидов на границах зерен приводит к созданию обед-
ненных никелем и титаном приграничных зон, в которых интенсивно про-
текает мартенситное превращение. Эти области разрушаются сколом. В ре-
зультате такого разрушения появляются фасетки хрупкого разрушения
внутри зерна. При наличии достаточно протяженных приграничных зон
разрушение отрывом идет по всей поверхности границы зерна и возникает
хрупкое интеркристаллитное разрушение. Следовательно, в метастабиль-
ных аустенитных сталях уровень ударной вязкости определяется многими
факторами. Из их анализа следует, что для получения высокого уровня ме-
ханических свойств необходимо так выбирать режимы старения, чтобы они
обеспечивали получение при испытании (статической и динамической на-
грузкой) небольшого количества мартенсита деформации, который разру-
шался вязко.
В качестве примера рассмотрим стали Н27Х5Т2 и Н27ХЗТ2. Так, по-
сле старения при 600 °C в течение 8 ч последняя сталь имеет более высо-
кие прочностные и пластические свойства и такую же ударную вязкость
(KCU = 2,4 МДж/м2), как стабильная сталь Н27Х5Т2. Улучшение указан-
ных свойств обусловлено мартенситным превращением, которое проте-
кает при растяжении и ударных нагрузках в условиях вязкого разрушения
и при этом образуется небольшое количество а-фазы (10 и 6% соответ-
ственно).
2.1.4. Механические свойства фазопаклепапного аустенита
После упрочнения стали Н26ТЗ методом фазового наклепа (предвари-
тельная термообработка заключалась в двойной закалке от 1100 °C в воде с
промежуточным охлаждением в жидком азоте; затем закаленную сталь ох-
лаждали вновь до -196 ° С для реализации у а-превращения; нагревали до
800 °C для проведения а у-превращения и охлаждали на воздухе) его проч-
ность увеличивается, а относительное удлинение снижается (табл. 2.5).
Такое изменение указанных свойств обусловлено тем, что в фазонаклепан-
ном (ф. н.) аустените в значительной степени повышается плотность дисло-
каций [13]. При растяжении закаленной фазонаклепанной стали образуется
мартенсит деформации. Этот процесс в фазонаклепанном аустените идет
интенсивнее (рис. 2.6, а, кривые 1 и 2).
Интенсивность мартенситного превращения можно определять углом 0,
который характеризует наклон экспериментальной кривой к оси абсцисс
87
Таблица 2.5
Зависимость механических свойств закаленного фазонаклепапного аустенита
сплавов системы Fe-Ni-Ti от температуры испытаний Т11С
Обработка 8 V кси.
МПа % МДж/м2
Сталь Н26ТЗ
3 от 1100 °C в воде 20 600 250 60 70 3,0
300 460 110 46 68 -
3 + охл. до -196 °C + 20 650 450 30 70 2,3
+ нагрев до 800°С, 40 мин + охл. на воздухе 300 600 440 22 65 —
Ф (Ф.н.) + 550 °C. 60 мин 20 950 800 28 50 -
Ф.н. + 550 °C, 120 мин 20 1000 850 24 45 -
Ф.н. + 550 °C, 240 мин 20 1050 900 21 40 -
Сталь Н26Х5ТЗ
3 от 1100 °C в воде го 700 280 43 74 -
Сталь Н25Х2ТЗ
Зот 1100 °C 20 600 250 10 72 3,0
Ф.н. 20 650 450 35 70 2,5
Ф.н. + 550 °C, 15 мин 20 710 500 35 65 2,3
Ф.н. + 550 °C, 120 мин 20 800 560 35 65 2,2
Ф.н. + 550 °C, 240 мин 20 800 590 35 66 -
Ф.н. + 550 °C, 480 мин 20 880 700 45 60 2,0
Ф.н. + 600 °C, 15 мин 20 900 750 30 55 1,8
Ф.н. + 600 °C, 60 мин 20 950 800 28 50 1,2
Ф.н. + 600 °C, 120 мин 20 1000 850 24 46 1,0
Ф.н. + 600 °C, 240 мин 20 1050 900 21 40 0,8
Ф.н. + 650 °C, 15 мин 20 1150 900 15 19 0,6
(см. рис. 2.6, а). В общем случае указанная функция 0(5) нелинейна и явля-
ется переменной величиной на разных участках зависимости количества
мартенсита деформации от величины относительного удлинения. Однако
можно сравнивать те величины 0, которые характеризуют наиболее протя-
женный прямолинейный участок указанной зависимости (см. рис. 2.6, а).
Очевидно, что интенсивность мартенситного превращения в закаленной
стали (кривая 1) меньше, чем в фазонаклепанной (кривая 2). Следует отме-
тить, что термины интенсивность и скорость у —> a-превращения в опреде-
ленной степени эквивалентны, так как фазовое превращение при растяже-
нии развивается во времени.
Развитие мартенситного превращения при испытании обеспечивает
сравнительно высокий уровень относительного удлинения 5 закаленной и
фазонаклепанной стали. Проведение испытаний механических свойств при
Т = 300 °C, исключающей у —> сс-превращение, приводит к снижению 5 (см.
88
Рис. 2.6. Зависимость количества мартенсита деформации а и механических свойств стали
Н26ТЗ от величины удлинения 5 (а) и времени старения т при Тс = 500 °C (б).
Обработка: 1 - закалка; 2-5 - фазовый наклеп + старение; т = 0; 2; 4 и 6 ч соответственно

табл. 2.5), а относительное сужение у остается практически неизменным.
Прочностные свойства закаленной стали при повышении Т11С снижаются су-
щественно, а фазонаклепанной - слабо. Незначительное изменение и сг02
в ф.н. стали, по-видимому, связано с динамическим деформационным старе-
нием и обусловлено высокой плотностью дислокаций в аустените, испытав-
шем цикл у —» ос —> у-преврагцений. Процесс деформационного старения по-
дробно описан в монографии [38].
Дополнительное легирование твердого раствора хромом (до 5%) так
же, как и повышение Тнс, приводит к тому, что при растяжении стали
Н26Х5ТЗ в условиях комнатной температуры у ос-превращение не на-
блюдается. В этом случае величина 8 практически имеет то же значение,
что и в бесхромистой стали, но испытанной при 300 °C [30]. Старение фа-
зонаклепанной стали Н26ТЗ при 500 °C повышает ее прочностные свойст-
ва за счет выделения интерметаллидной фазы (рис. 2.6, б). При этом за-
метно изменяется кинетика мартенситного у ос-превращения при растя-
жении (см. рис. 2.6, а).
Распад твердого раствора при х < 4 ч стабилизирует аустенит и в наи-
большей степени после 2 ч старения. Во время стабилизирующего старения
мартенсит деформации образуется менее интенсивно, чем в фазонаклепан-
ном аустените (рис. 2.6, а, кривые 2-4). При этом относительное удлинение
возрастает одновременно с повышением прочности. После старения про-
должительностью 6 ч фазонаклепанный аустенит дестабилизируется и ин-
тенсивность мартенситного превращения при растяжении увеличивается
(рис. 2.6, а, кривые 2 и 5). В этом случае упрочнение сопровождается паде-
нием относительного удлинения. Таким образом, наилучшее сочетание
прочностных и пластических свойств можно получить лишь при определен-
89
ной кинетике у —> а-превращения при растяжении. Повышение температу-
ры старения до 550 °C приводит к дестабилизации аустенита в фазонакле-
панпой стали Н26ТЗ, и относительное удлинение плавно снижается, а проч-
ность возрастает по мере увеличения продолжительности изотермической
выдержки (см. табл. 2.5).
Аналогичные аномальные изменения механических свойств (<у0 , и 8 уве-
личиваются одновременно) обнаружены в стали Н25ХТЗ (с 1,6% Сг), но по-
сле отжига при более высокой температуре Тст = 550 °C в течение 8 ч. При
этом 8 увеличивается с 35 до 45% (см. табл. 2 5). Старение при более высо-
кой температуре (Тст - 600 °C) обусловливает дестабилизацию аустенита и
традиционное изменение свойств: увеличение о02 и уменьшение 8.
Дальнейшее повышение температуры старения до 650 °C не рациональ-
но по двум причинам. Во-первых, при одном и том же максимально дости-
жимом пределе текучести о02 = 900 МПа пластические свойства стали по-
сле старения при 600 °C выше, чем при Тст = 650 °C (см. табл. 2.5). Низкий
уровень относительного сужения и относительного удлинения обусловлен
значительными выделениями интерметаллидных частиц по границам зерен,
что является причиной ярко выраженного интеркристаллитного разруше-
ния. Во-вторых, при Тсг = 650 °C и т > 0,25 ч аустенит дестабилизируется на-
столько, что М„ становится выше комнатной температуры и сталь нельзя
использовать в качестве неферромагнитного материала.
Ударная вязкость фазонаклепанной стали Н25Х2ТЗ несколько ниже,
чем закаленной (см. табл. 2.5), но имеет высокий уровень, который сравни-
тельно слабо меняется после старения при Тст = 550 °C. Увеличение темпе-
ратуры старения приводит к более сильному падению ударной вязкости.
Резкое уменьшение ее наблюдается после старения при Тст = 650 °C.
Следует обратить внимание на возможность использования старения
вместо обработки холодом при фазовом наклепе сталей [13, 14, 39]. Старе-
ние сталей (Тст - 650...750 °C) может поднимать Мн выше комнатной темпе-
ратуры. Поэтому при охлаждении от температуры старения до 20 °C в ста-
лях протекает мартенситное превращение и, следовательно, обработка хо-
лодом становится излишней.
2.1.5. Нейтропографический и электронно-микроскопический
анализ микронапряжений, возникающих при иптерметаллидном
старении
Исследования внутренних микронапряжений около выделений в старе-
ющих сталях и сплавах важны не только для выяснения механизма упроч-
нения при дисперсионном твердении, но и для создания радиационно-стой-
ких реакторных сталей. Локальные микроискажения вокруг частиц способ-
ствуют рекомбинации точечных дефектов [40] и сдерживают порообразо-
вание аустенитных реакторных сталей при нейтронном облучении [41].
Преимущества пейтропографического анализа микроискажений в
Fe-Ni-Ti-аустените при выделении иитерметаллидов Ni3Ti. При старении
аустенитных Ni-Ti-сталей выделяется дисперсная метастабильная у'-фаза
90
Ni3Ti с ГЦК-решеткой, мало отличающейся по параметру от аустенитной
матрицы [42, 43]. Эта фаза обычно когерентно связана с матрицей и трудно
выявляется электронно-микроскопическим методом на начальных стадиях
старения из-за неотчетливого деформационного контраста типа «ряби» или
«твида» на электронно-микроскопических снимках. Рентгеновский метод
фазового анализа этих сталей обладает низкой чувствительностью вследст-
вие малой разницы атомных амплитуд рассеяния никеля и титана, обуслов-
ливающей низкую интенсивность сверхструктурных рефлексов упорядо-
ченной у'-фазы Ni3Ti на рентгенограмме. Нейтронографический анализ у'-
сверхструктуры Ni3Ti, напротив, является эффективным, поскольку ядер-
ные амплитуды когерентного рассеяния нейтронов [44] (bNi = 1,03-Ю-12 см и
bTi = -0,34-10-12 см) имеют разные знаки. Кроме того, с помощью нейтроно-
графии получают информацию со всего объема достаточно массивных об-
разцов, а не с тонких слоев, как это имеет место при рентгенографическом
или электронно-микроскопическом исследованиях.
В работе [43] при сравнительном нейтронографическом и электронно-
микроскопическом исследовании стареющей аустенитной стали X12H30T3
было показано, что с помощью нейтронографии надежно выявляются
сверхструктурные рефлексы от частиц упорядоченной у'-фазы Ni3Ti разме-
ром 3,5 нм, а при трансмиссионной электронной микроскопии (ТЭМ) — от
частиц не менее 5 нм.
В качестве объекта исследования в настоящей работе выбрана аусте-
нитная сталь Н26Х5ТЗ, в которой происходит выделение частиц когерент-
ной упорядоченной у'-фазы Ni3Ti, параметр решетки которой не имеет су-
щественного отличия от параметра аустенитной матрицы. Состав стали
следующий, мас.%: С - 0,03; Ni - 26,1; Мп - 0,5; Сг - 5,1; Ti -3,4; Fe - ост.
В целях получения однофазного аустенитного твердого раствора с ГЦК-
решеткой производили нагрев стали до 1100 °C, выдерживали 2 ч и охлаж-
дали в воде. Старение закаленной стали проводили при 600 и 700 °C в тече-
ние 1, 6 и 12 ч. Структурный и фазовый анализ выполняли на электронных
микроскопах JEM-200CX и СМ с использованием микродифракции, светло-
польных и темнопольных изображений. При определении концентрации
частиц учитывали толщину фольги, определенную по числу толщинных
контуров на границах зерен или на дефектах упаковки (обычно толщина
прозрачной фольги была близка к 1000 нм). Методом нейтронной дифрак-
ции на нейтронном дифрактометре высокого разрешения Д7а (Ad/d =
= 2-10-3), установленном на атомном реакторе ИВВ-2М, исследовали крис-
таллическую структуру и фазовый состав состаренных массивных образцов
стали Н26Х5ТЗ. Из этих же образцов изготавливали фольги для трансмис-
сионной электронной микроскопии (ТЭМ). Обработку экспериментальных
нейтронографических данных (фазовый анализ, определение микронапря-
жений и параметров решеток) проводили с использованием полнопрофиль-
ного анализа Ритвелда на программном комплексе «FullProf».
Анализ упрочнения и пейтроиографический анализ структурных пара-
метров стали Н26Х5ТЗ после старения при 600 и 700 °C. Выбор режимов
среднетемпературного (600 °C) и высокотемпературного (700 °C) старе-
ния аустенитной стали Н26Х5ТЗ в течение 1-12 ч связан с необходимос-
91
3200"
3000’
2800-
2600-
2400-
2200-
2000-
1800 -
1600 -
1400
1200
0 2 4 6 8 10 т, ч
700 °C
600 °C
Рис. 2.7. Зависимость твердости НВ стали
Н26Х5ТЗ от времени старения при 600 и
700 °C
С
тью получения частиц Ni3Ti разного
размера, что влияет на степень ко-
герентности частиц и величину мик-
роискажений.
На рис. 2.7 представлено измене-
ние твердости НВ стали Н26Х5ТЗ в
зависимости от времени старения
при 600 и 700 °C. С увеличением времени старения до 12 ч при 600 °C твер-
дость монотонно возрастает от 1360 до 2250 МПа, что свидетельствует о
выделении упрочняющей фазы. Наибольший прирост твердости НВ на-
блюдается при выдержке до 6 ч. Старение при 700 °C проходит более актив-
но и твердость увеличивается до 3160 МПа. Это увеличение объясняется
дисперсионным твердением аустенита при выделении дисперсной интерме-
таллидной у'-фазы, препятствующей перемещению дислокаций.
Полнопрофильный анализ нейтронограмм в двухфазной модели позво-
лил определить параметры а решетки матрицы, размер выделившихся час-
тиц L и микроискажения Ad/d в ГЦК-твердом растворе (табл. 2.6). На ней-
тронограммах пики основной у-фазы были в большинстве случаев шире,
чем от эталонного вещества. Именно поэтому при обработке эксперимен-
тальных нейтронограмм в 2-фазной модели анализировали зависимость фи-
зического уширения рефлексов от угла рассеяния, чтобы понять причину
уширения: либо из-за малого размера, либо из-за возникших микронапря-
жений. Анализ показал, что в основной матрице возникшее уширение обус-
ловлено микронапряжениями, тогда как рефлексы в у'-фазе Ni3Ti уширены
в основном вследствие малого размера частиц. Рассмотрим изменение пара-
метров решетки аустенита при старении. В табл. 2.6 приведены параметры
Таблица 2.6
Параметры а решетки аустенита (у-фазы), микроискажепия Ad/d в у-матрицс
и размеры L частиц у'-фазы Ni3Ti в зависимости от времени старения
Параметр Время, ч
0 1 6 12
Температура старения 600 °C
У а, А 3,593 3,589 3,588 3,588
Ad/d-104 1,08 0,47 0,0 0,0
У' L, А 30 31 35
Температура старения 700 °C
У а, А 3,593 3,589 3,589 3,587
Ad/d-104 1,08 1,96 3,99
У' L, А 63 118 127
92
a
Рис 2.8. Фрагменты нейтронограмм со сверхструктурными линиями (100) и (НО) упорядо-
ченной по типу Ы2 кубической у'-фазы Ni3Ti в стали Н26Х5ТЗ после 0, 1,6 и 12 ч старения
при температурах 600(a) и 700(6) °C
решетки аустенита в зависимости от времени старения при 600 и 700 °C в
предварительно закаленной от 1100 °C стали Н26Х5ТЗ. Как видно, старе-
ние при этих температурах приводит к уменьшению параметра решетки ау-
стенита. Это связано [45] в основном с выходом титана из матричного твер-
дого раствора Fe-Ni-Ti в интерметаллидную фазу Ni3Ti (титан влияет на па-
раметр решетки аустенита существенно больше, чем никель).
Обычно параметр решетки выделяющейся при старении у'-фазы Ni3Ti
мало отличается от параметра аустенитной ГЦК-матрицы (ау~ 3,59 А) и да-
же крупные у'-частицы когерентно связаны с материнской фазой. Наибо-
лее надежно отличить аустенитную матрицу от выделяющихся ГЦК-частиц
с близким параметром решетки удается только по наличию сверструктур-
ных рефлексов от упорядоченной у'-фазы. На рис. 2.8 приведены фрагмен-
ты нейтронограмм соответственно для температур старения 600 и 700 °C.
Видны небольшие широкие пики в ближних углах, интенсивность которых
повышается с увеличением времени отжига от 1 до 12 ч. Отметим, что раз-
меры частиц у'-фазы, определенные по нейтронным дифрактограммам (см.
табл. 2.6), согласуются с результатами электронно-микроскопических ис-
следований.
При Т = 600 °C полуширина остается практически постоянной, тогда как
при Т = 700 °C ширина линий уменьшается со временем старения. Расчеты по-
казывают, что эти рефлексы относятся к сверхструктурным линиям (100) и
(ПО) упорядоченной по типу Ы2 кубической у'-фазы Ni3Ti. Сверхструктурные
рефлексы достаточно широкие, что может вносить большие ошибки в опре-
деление параметра решетки у'-фазы, поэтому параметр у'-фазы в табл. 2.6 не
93
Рис. 2.9. Структура стали Н26Х5ТЗ после
закалки от 1100 °C (2 ч)
представлен. Следует подчеркнуть,
что упорядоченная у'-фаза Ni3Ti вы-
деляется в стали Н26Х5ТЗ не только
при 700 °C, но и на начальных стадиях
старения при 600 °C. Выделение ни-
кель-титановой у'-фазы фиксируется
также и по уменьшению параметра
решетки аустенита (см. табл. 2.6).
Электронно-микроскопическое исследование старения стали Н26Х5ТЗ
при 600 °C. На рис. 2.9 представлена структура закаленной стали Н26Х5ТЗ,
содержащей небольшое количество дислокаций. На темнопольных и свет-
лопольных снимках при изменении наклона фольги можно наблюдать сла-
бо выраженный контраст типа ряби. Такой контраст свидетельствует о том,
что даже в закаленном сплаве имеются скопления атомных предвыделений
(кластеров) или мелких у'-частиц, вызывающих локальную деформацию
решетки.
На рис. 2.10 дана электронно-микроскопичекая структура (а) и электро-
нограмма (б) стали Н26Х5ТЗ после закалки и старения при 600 °C (1 ч). На
электронно-микроскопических снимках хорошо заметен твидовый кон-
траст от выделившейся фазы. Причиной его считается периодическая (мо-
дулированная) структура из упорядоченно расположенных кластеров или
малых когерентных частиц с периодическим полем упругих искажений [46].
В нашем случае это частицы упорядоченной у'-фазы. Хотя на электроно-
грамме сверхструктурных рефлексов от упорядоченной у'-фазы Ni3Ti не
обнаружено, ее образование (старение при 600 °C в течение 1ч) подтверж-
дено нейтронографически сверхструктурными рефлексами (100) и (ПО).
Наличие таких наночастиц, препятствующих перемещению дислокаций,
подтверждается наблюдаемым упрочнением стали Н26Х5ТЗ в результате
старения при 600 °C (1 ч): твердость НВ возрастает от 1360 до 1880 МПа
(см. рис. 2.7). Цепочки частиц у'-фазы в результате упругого взаимодейст-
вия образуют макрорешетку (с «межчастичным» расстоянием ~200 А) [47],
что минимизирует упругие искажения в наблюдаемой концентрационной
волне. Эта структура близка к модулированной структуре, образующейся, в
частности, при спинодальном распаде [48, 49].
Можно полагать, что отжиг стали Н26Х5ТЗ более 1 ч при 600 °C вызыва-
ет образование не только локальных скоплений атомов Ti и Ni, но и новой
упорядоченной интерметаллидной у'-фазы, близкой по составу к Ni3Ti. На
рис 2.10, в представлено темнопольное изображение наночастиц в матричном
рефлексе в стали Н26Х5ТЗ после 6-часового старения при 600 °C. Увеличе-
ние времени старения приводит к усилению твидового контраста (рис. 2.10, д)
с двумерной полосчатостью в перпендикулярных направлениях [010] и [100]
вследствие упорядоченного выделения наночастиц у'-фазы. Наблюдаемый
матричный контраст, вызванный упругими искажениями в аустенитной мат-
рице вокруг наночастиц [46], позволяет определять их размеры и плотность.
94
Рис. 2.10. Структура и электронограммы стали Н26Х5ТЗ после старения при 600 °C, 1 ч
(а, б), 6 ч (в, г) и 12 ч (д, е).
б, г, е - оси зон аустенита [110]. [112] и [110] соответственно: а, в, д - темнопольные изображения в матричных
рефлексах
Рис. 2.11. Распределение
частиц по размерам в ста-
ли Н26Х5ТЗ после закал-
ки и старения при 600 °C
Таблица 2.7
Изменение размера и плотности выделяющихся частиц при старении стали Н26Х5ТЗ
Обработка Концентрация частиц С-10-16, скг’СГЭМ) Средний размер частиц г, нм (ТЭМ) Объемная доля частиц Av/v, % (ТЭМ)
3 + С; 600 °C; 1 ч 3
3 + С; 600 °C; 6 ч 21 4 0,7
3 + С; 600 °C; 12 ч 21 4 0.7
3 + С; 700 °C; 1 ч 6,9 6 0,8
3 + С; 700 °C; 6 ч 2,6 9 1.0
3 + С; 700 °C; 12 ч 2,2 11 1,5
На рис 2.11 даны гистограммы распределения частиц у'-фазы по разме-
рам после старения при 600 °C в течение 1, 6 и 12 ч. Структурные парамет-
ры выделяющейся у'-фазы представлены в табл. 2.7. Увеличение времени
старения до 12 ч при 600 °C приводит к сохранению полосчатого твидового
контраста на темнопольном изображении структуры стали Н26Х5ТЗ (см.
рис 2.10, д). При среднетемпературном (600 °C) старении в течение 1 ч пре-
обладают частицы размером 1-5 нм, средний размер их составляет ~3 нм.
Старение в течение 6 - 12 ч при 600 °C приводит к увеличению среднего
размера частиц у'-фазы до 4 нм. Концентрация частиц составляет ~21х10-16
см-3 (см. табл. 2.7).
Электронно-микроскопическое исследование старения стали Н26Х5ТЗ
при 700 °C. Повышение температуры старения до 700 °C (выдержка 1 ч) вы-
зывает усиление твидового контраста (рис. 2.12, а). На электронограмме
(рис. 2.12, б) видны рефлексы от матричного кристалла аустенита. С увели-
чением времени старения до 6 ч при 700 °C (рис. 2.12, в, г) обнаруживаются
частицы упорядоченной фазы Ni3Ti с четкими межфазными границами. На
электронограмме фольги с ориентацией оси зоны [112]у стрелками показа-
ны выявляющиеся сверхструктурные рефлексы типа (ПО), свидетельству-
ющие об упорядочении у'-фазы Ni3Ti (см. рис. 2.12, д). Частицы Ni3Ti име-
ют значительный разброс по размерам -3 - 20 нм (рис. 2.13, б). Средний раз-
мер частиц составляет 9 нм, их концентрация ~2,6-1016 см-3 (см. табл. 2.7).
Увеличение времени старения до 12 ч при 700 °C приводит к укрупне-
нию сферических частиц Ni3Ti (рис. 2.12, е - и). На рис. 2.12, з, и хорошо
видно, что выделившиеся в процессе старения при 700 °C (12 ч) частицы
имеют сферическую форму и размеры в пределах 3-25 нм. Средний размер
частиц И нм их концентрация - 2,2-1016см-3 (см. табл. 2.7). На рис. 2.12, и
виден контраст в форме дуг вокруг выделившихся частиц фазы. Такой тип
контраста свидетельствует о том, что частицы имеют сферически симмет-
ричное поле искажений [8]. Небольшие отличия формы и ширины конту-
ров вокруг частиц говорят о наличии микроискажений вблизи частиц. На
рис. 2.13 дана гистограмма распределения по размерам у'-частиц в стали
Н26Х5ТЗ, состаренной 1, 6 и 12 ч при 700 °C. С увеличением времени ста-
рения средний размер частиц возрастает до 6, 9 и 11 нм соответственно. В
табл. 2.7 приведены средние размеры частиц, их концентрация и объемная
доля, определенные по данным ТЭМ. Нейтронографические измерения
97
Рис. 2.12. Структура и электронограммы стали Н26Х5ТЗ после старения при 700 °C,
1 ч (а, б), 6ч(в,г,д)и 12 ч (е, ж, з, и):
б, д, ж - оси зон аустенита [1161. [1121 и [001] соответственно (д - стрелками указаны рефлексы типа ПО);
а, в, г, е, и — темнопольные изображения в матричных рефлексах, з - светлопольное изображение
Рис. 2.13. Распределе-
ние частиц по размерам
в стали Н26Х5ТЗ после
закалки и старения при
700 °C
Рис. 2.14. Зависимость микроискаже-
ний Ad/d-104 решетки аустенита стали
Н26Х5ТЗ от времени старения
позволили также рассчитать
средние размеры частиц фазы 2
(Ni3Ti) после старения стали
Н26Х5ТЗ при 600 и 700 °C (см.
табл. 2.6). Полученные при
600 °C размеры частиц составили 3-3,5 нм, что близко к размерам, опре-
деленным с помощью электронной микроскопии (4 нм). Размеры частиц
при старении 700 °C (1, 6 и 12 ч) составили (по нейтронографическим дан-
ным) соответственно 63, 118 и 127 А, что мало отличается от данных эле-
ктронной микроскопии (см. табл. 2.6, 2.7).
Изменение микроискажепий решетки в стали Н26Х5ТЗ в процессе ста-
рения при 600 и 700 °C. Зависимость микроискажений от времени старения
при двух температурах (600 и 700 °C) представлена на рис. 2.14 и в табл. 2.7
В закаленном от 1100 °C состоянии аустенит стали имеет достаточно боль-
шую ширину линий, что объясняется внутренними напряжениями от терми-
ческого наклепа (Ad/d = 2,74-10-4). Для исключения такого влияния закален-
ные образцы отжигали при температуре 450 °C в течение 2 ч, при которой
происходит релаксация микронапряжений, вызванных закалкой, а у '-фаза
практически еще не выделяется. В таком исходном состоянии значения Ad/d
составляли ~1,08-10Л Наибольший рост микроискажений происходит при
высокотемпературном старении (700 °C, 6-12 ч), когда частицы фазы Ni3Ti
имеют большие размеры (9-11 нм), при этом микроискажения Ad/d увели-
чиваются от 1,08-10-4 до 1,96-1 О'4 и 3,99-10^ соответственно.
При температуре 600 °C наблюдается спад уровня микроискажепий от
0,47-10^ (время выдержки 1 ч) до 0 (выдержка 6-12 ч). Их релаксация про-
ходит активнее, чем возникновение новых микроискажений, из-за выделе-
ния очень мелких частиц у'-фазы диаметром около 3-4 нм. Подобная си-
туация имеет место и при отжиге стали 40Х4Г18Ф2 [12] при 600 °C, когда
наноразмерные (2-3 нм) предвыделения или карбидные кластеры не вы-
зывают появления заметных микроискажений в аустенитной матрице.
Они формируют только деформационный твидовый контраст на элек-
тронно-микроскопических снимках, что уменьшает общее поле микроис-
кажений.
Появившиеся микрочастицы Ni3Ti небольшого размера (30-65 А, см.
табл. 2.7) находятся па достаточно большом расстоянии и обладают, соглас-
но [50], малой мощностью. Поэтому они практически не влияют на ширину
линий матричной у-фазы при всех временах старения при 600 °C и на на-
чальном этапе старения (1 ч) при 700 °C. Подобная ситуация имеет место и
в процессе отжига стали 40Х4Г18Ф2 [51] при 600 °C, когда наноразмерные
(2-3 нм) предвыделения или карбидные кластеры не вызывают появления
заметных микроискажений в аустенитной матрице. Они формируют только
деформационный твидовый контраст на электронно-микроскопических
снимках, что уменьшает общее поле микроискажений. Иная картина на-
ша
блюдается в процессе старения при 700 °C в течение 6 и 12 ч. Размер частиц
увеличивается до 127 А (в 2-4 раза). Теперь уже эти частицы можно отнес-
ти к дефектам большой мощности [51], и поэтому они создают значитель-
ные напряжения в исходной матрице и вызывают, наряду с ослаблением ин-
тенсивности рефлексов, их уширение.
Максимальное значение микронапряжений в стали Н26Х5ТЗ после вы-
сокотемпературного старения при 700 °C, 12 ч (вследствие выделения
частиц фазы у'-фазы Ni3Ti размером ~11 нм) достаточно мало и составляет
~80 МПа (при модуле упругости стали около 200 000 МПа), что заметно
меньше, чем в стали 40Х4Г18Ф2 после 12-часового карбидного старения с
выделением фазы VC (~200 МПа).
Таким образом, низкотемпературное (600 °C, 1-12ч) старение зака-
ленной аустенитной стали Н26Х5ТЗ приводит к существенному повыше-
нию твердости, уменьшает параметр решетки аустенита и вызывает по-
явление сверхструктурных отражений на нейтронограммах, что связано с
выделением когерентной упорядоченной у'-фазы Ni3Ti. На ТЭМ-снимках
обнаружен полосчатый твидовый деформационный контраст с образова-
нием «макрорешетки» из упорядоченно расположенных дисперсных у '-
выделений размером до 4 нм с периодическим полем локальных упругих
искажений.
Высокотемпературное (700 °C, 1-12 ч) старение стали Н26Х5ТЗ также
упрочняет сталь, уменьшает параметр решетки аустенита и приводит к по-
явлению сверхструктурных отражений на электронограммах и нейтроно-
граммах, что связано с выделением когерентной упорядоченной у'-фазы
\i3Ti размером от 6,9 до 11 нм. По морфологии и деформационному кон-
трасту вокруг частиц определена сферическая форма частиц Ni3Ti с почти
симметричным полем упругой деформации вокруг них.
Нейтронографическим методом определен общий суммарный уровень
микроискажений решетки Ad/d в стали Н26Х5ТЗ в результате старения при
600 и 700 °C. Образование очень маленьких частиц у'-фазы Ni3Ti размером
3—4 нм при 600 °C (1-12 ч) приводит к снижению общего уровня микроиска-
жений Ad/d в аустенитной матрице, несмотря на наличие локальных упру-
гих напряжений вокруг наночастиц. Наибольший рост общего уровня мик-
роискажений происходит на этапах высокотемпературного старения
('700 °C, выдержка 6 и 12 ч): Ad/d увеличивается от 1,08-1 О'4 в исходном ото-
жженном состоянии до 1,96-10-4 и 3,99-10-4 соответственно. Максимальное
значение микронапряжений в стали Н26Х5ТЗ при высокотемпературном
старении (700 °C, 12 ч, вследствие выделения частиц у'-фазы Ni3Ti разме-
ром ~11 нм) достаточно мало и составляет ~80 МПа.
2.2. КАРБИДНОЕ УПРОЧНЕНИЕ
В этом разделе рассмотрены никелевые и марганцевые аустенитные
стати с разным типом структурно-фазовых превращений при деформа-
ции. Никелевые стали испытывают при растяжении мартенситное пре-
вращение у —> а, а марганцевые превращаются преимущественно по схе-
ме у -> ДД -> (а, Е).
101
2.2.1. Структура никелевых сталей
Сталь ЗЗН25ЮЗФ содержит, мас.%: 0,33 С; 24,1 Ni; 3,3 Al; 1,19 V, г
сталь 60Н25ЮЗФ 0,63 С; 24,2 Ni; 3,2 Al; 1,24 V. Стали для исследования вы-
бирали исходя из следующих условий.
Первая аустенитная сталь должна быть стабильной при комнатной тем-
пературе после закалки от 1100...1200 °C и метастабильной при растяжении
после старения. Это позволило бы проанализировать аномальное измене-
ние прочности и пластичности в сталях, упрочненных за счет карбидных ча-
стиц. Вторую сталь легировали большим количеством углерода для того,
чтобы получить стабильный аустенит как после закалки, так и после старе-
ния [52, 53].
Электронно-микроскопическое исследование стали ЗЗН25ЮЗФ показа-
ло, что при закалке образуются высокодисперсные выделения типа зон Ги-
нье-Престона, дающие контраст в виде ряби. Наблюдались двойники отжи-
га, плоские скопления дислокаций, что свидетельствует о достаточно низ-
кой ЭДУ.
Вблизи контуров экстинции вокруг выделений иногда отмечается кон-
траст в виде двух полумесяцев с линией отсутствия контраста между ними.
В результате совместного анализа деформационного контраста и микроди-
фракционных картин можно сделать вывод о том, что выделяющиеся час-
тицы карбида ванадия, находящиеся в закаленном аустените, имеют куби-
ческую форму. Размер их равен 3-4 нм. Величина искажения кристалличе-
ской решетки матрицы вокруг этих частиц, определенная с учетом параме-
тров решеток матрицы и выделения, достаточно велика и составляет около
10% [52, 53].
После закалки от 1150 °C и, особенно, от 1200 °C, по сравнению с закал-
кой от 1100 °C, в структуре наблюдается большое количество дислокацион-
ных петель размером 30-50 нм. Они отмечаются также и после низкотем-
пературного старения. Их образование обусловлено большим пересыщени-
ем твердого раствора вакансиями, что проявляется в более интенсивном
протекании старения.
На электронных микрофотографиях (после старения при 550 °C) кон-
траст от высокодисперсных выделений усиливается, по сравнению с зака-
ленным состоянием. Вблизи рефлексов исходного твердого раствора появ-
ляются диффузные эффекты от карбидных частиц. После 6 ч выдержки
при этой температуре на электронограммах стали, кроме диффузных эф-
фектов вблизи узлов исходного твердого раствора, наблюдались сверх-
структурные рефлексы. Анализ позволил установить, что их появление
связано с упорядочением вакансий, имеющихся в подрешетке углерода кар-
бида ванадия: в плоскости матрицы (100)м рефлексы типа {100}, {110} в
плоскости (111)„ — {НО}; в плоскости (110)н- {100}, {1/2, 1/2, 1/2}, {110).
Расчет показал, что кристаллическая структура карбида ванадия с упорядо-
ченным расположением вакансий в подрешетке углерода описывается ку-
бической элементарной ячейкой типа NaCl с параметром 0,830 нм, т. е.
вдвое большим, чем у элементарной ячейки VC в случае отсутствия в нем
упорядочения по вакансиям.
102
В процессе старения при 600 °C существенного увеличения карбидов не
наблюдается и после 8 ч изотермической выдержки их размер не превыша-
ет 5-10 нм. С повышением температуры старения до 650 °C частицы растут
и после т = 8 ч их величина достигает 15-20 нм. Плотность частиц составля-
ет 1,4-1016 см-3. При дальнейшем повышении температуры старения части-
цы достигают размеров 30-35 нм при плотности 0,5-10 16 см-3.
Из-за присутствия в твердом растворе алюминия, кроме частиц карбида
ванадия, в стали можно было ожидать выделения фаз Ni3Al или NiAl. Одна-
ко электронно-микроскопически таких фаз обнаружить не удалось после
всех исследованных режимов старения. По-видимому, это связано с недо-
статочным количеством алюминия в аустените для выделения интерметал-
лидных фаз.
На электронных микрофотографиях состаренных образцов наблюдали
ДУ. Их анализ в светлопольных и темнопольных изображениях позволил
установить, что образуются дефекты типа вычитания, а количество и про-
тяженность их возрастают с увеличением температуры и длительности ста-
рения, что качественно указывает на снижение ЭДУ.
Зависимость мартенситной точки от температуры и времени старения
такая же, как в сталях с интерметаллидным старением (см. разд. 2.1). После
старения при 600 °C (1ч) величина Мн сначала снижается с -60 до -70 °C, по-
том практически линейно возрастает по мере увеличения изотермической
выдержки. После 8 ч старения Ми = -55 °C. После той же продолжительно-
сти старения при 650°С стабилизация аустенита не фиксируется: Мн = -60 °C
(время выдержки до 2 ч). Затем Мн плавно увеличивается и достигает вели-
чины -40 °C (после выдержки 8 ч). Аналогичные выделения частиц карби-
дов ванадия наблюдаются и в стали 60Н25ЮЗФ. Из-за повышенного содер-
жания углерода в закаленной стали мартенситная точка ниже -196 °C, а в ре-
зультате старения она не поднимается выше - 100 ° С.
2.2.2. Механические свойства никелевых сталей
После закалки от температуры Т = 1150 °C сталь ЗЗН25ЮЗФ имеет
низкие прочностные и сравнительно высокие пластические свойства
(рис. 2.15, а).
При растяжении закаленного образца мартенсит деформации практи-
чески не образуется. Только перед самым разрушением (в шейке) появля-
ется ~1% ферромагнитной фазы (рис. 2.15, б, кривая 1). Старение при
600 °C повышает временное сопротивление и предел текучести за счет вы-
деления из твердого раствора карбидов ванадия и тем значительнее, чем
длительнее изотермическая выдержка. Распад твердого раствора дестаби-
лизирует аустенит, в результате чего в стали образуется мартенсит дефор-
мации (рис. 2.15, б, кривые 1 и 2), который обусловливает увеличение отно-
сительного удлинения с 40 (закаленное состояние) до 50%. Кинетика мар-
тенситного превращения (кривая 2) после указанного режима старения оп-
тимальна. Изменение ее по мере увеличения изотермической выдержки
(кривые 3-5) приводит к уменьшению относительного удлинения. О том,
что протекание мартенситного превращения при растяжении является при-
103
Рис. 2.15. Зависимости механических свойств от продолжительности старения (а) и коли-
чества мартенсита деформации а от степени пластической деформации D (б) в стали
ЗЗН25ЮЗФ.
Обработка: 1-5 - закалка + старение при 600 °C в течение 0, 2, 4, 8, 10 ч соответственно
чиной повышения относительного удлинения, свидетельствуют данные ме-
ханических испытаний, проведенных при температуре, исключающей про-
текание указанного превращения. Так, при Т11С = 300 °C механические свой-
ства состаренной (600 °C; 5 = 2 ч) стали имеют следующие значения: ав =
710 МПа, о02 = = 320 МПа, 5 = 20%, т. е. пластичность снизилась в 2,5 раза.
Таким образом, из анализа рис. 2.15 можно сделать следующие выводы.
Немонотонное изменение относительного удлинения 5 обусловлено влия-
нием факторов, действующих в разных направлениях. Обратим внимание
на три фактора: 1) снижение 5 из-за выделения упрочняющей (карбидной
или интерметаллидной) фазы, как во всех сталях со стабильным аустени-
том; 2) увеличение 5 за счет протекания у —> а-превращения (подробнее см.
гл. 1); 3) снижение 5 за счет появления мартенситных кристаллов, которые
имеют более низкую, чем аустенит, пластичность и, кроме того, создают в
матрице дополнительные напряжения, способствующие возникновению и
росту трещин, приводящих к преждевременному разрушению стали. Если в
состаренной стали второй фактор превалирует над первым и третьим, то
происходит увеличение 8 одновременно с повышением пределов прочности
и текучести. Указанная ситуация может быть достигнута, если в результате
старения обеспечивается определенная кинетика у —> а-превращения при
растяжении (рис. 2.15, б, кривые 2 и 3).
Экспериментальные данные, представленные на рис. 2.15, б, позволя-
ют построить зависимость относительного удлинения от тангенса угла ф
(определение угла ф см. на рис. 2.6, а) кинетических кривых или, иначе го-
воря, зависимость относительного удлинения от скорости мартенситного
превращения. Из рис. 2.16 видно, что существует определенная область
значений тангенса угла, для которой уровень относительного удлинения
состаренной стали выше, чем для закаленной. При этом важно подчерк-
нуть, что одновременно с увеличением пластичности (8) происходит зна-
чительное повышение уровней предела текучести и временного сопротив-
ления. Последняя величина зависит от количества мартенсита деформа-
ции, образующегося при растяжении и, следовательно, от продолжитель-
ности старения (рис. 2.15, б). Так, в закаленном состоянии, когда мартен-
104
Рис. 2.16. Зависимость относительного удлинения
состаренной при 600 °C стали ЗЗН25ЮЗФ от тан-
генса угла наклона кинетических кривых
ситное превращение при растяжении не
происходит, разность между временным
сопротивлением и пределом текучести
Да = ав - а0 2 = 400 МПа. После старения
при 600 °C, 4 ч величина Да - 470 МПа, а
при 600 °C, 8 ч она составляет 570 МПа.
При снижении температуры старения (Т3
= 1150 °C) продолжительность
изотермической выдержки, обеспечивающей получение максимального
значения относительного удлинения 8нах, увеличивается, а повышение Тст
действует противоположным образом. Например, оптимальная кинетика
мартенситного превращения реализуется в стали после топ = 6 ч при Тст =
= 550 °C вместо топ = 2 ч при Тст = 600 °C. В этом случае получены следу-
ющие механические свойства: а„ = 1000 МПа, а02 = 550 МПа, 8 = 60%, у/ =
= 55%. Напротив, после старения при 700 °C оптимальная кинетика мар-
тенситного превращения достигается уже при тст = 0,5 ч, а достаточно про-
должительное старение при 700 °C значительно снижает относительное
удлинение (табл. 2.8).
Зависимость оптимального времени старения т от Тст обусловлена ин-
тенсификацией распада твердого раствора при увеличении температуры.
Уменьшение относительного удлинения ниже уровня 8мах определяется
дестабилизацией аустенита и выделением карбидных частиц внутри зерен
аустенита и, особенно, по его границам. Выделение карбидных частиц по
границам обусловливает замену вязкого излома, который наблюдался при
Тст = 550-600 °C, смешанным (при Тст = 700 °C; т > 2 ч). Чем продолжи-
тельнее старение при 700 °C, тем больше доля хрупкой составляющей в
смешанном изломе и тем меньше удлинение (см. табл. 2.8). Уменьшение
(с 1150 до 1100 °C) или увеличение (до 1200 °C) температуры закалки вли-
яет на механические свойства так же, как изменение температуры старе-
ния при постоянной температуре закалки (см. табл. 2.8). Следует учесть,
что после закалки от Т3 = 1200 °C старение протекает очень интенсивно,
вызывая резкое снижение относительного удлинения. Ускорение распада
твердого раствора обусловлено сильным пересыщением аустенита вакан-
сиями. Более того, высокая температура закалки приводит к сильному
росту зерна аустенита, поэтому уже в закаленном состоянии сталь имеет
пониженную пластичность (8 = 33%). Указанные факторы позволяют сде-
лать вывод о нецелесообразности применения в практике такой высокой
температуры закалки.
В отличие от немонотонной зависимости 8(т) для различных температур
старения величина \|/(t) монотонно снижается по мере увеличения его про-
должительности. При этом V уменьшается плавно для случая выделения
дисперсных карбидных частиц внутри зерна, обусловливающих вязкое раз-
рушение стали, и резко в том случае, когда выделение частиц неравномер-
но, особенно, по границам зерен, что приводит к смешанному разрушению
105
Таблица 2.8 Механические свойства стали ЗЗН25ЮЗФ после закалки от Т, и старения при Тст
Тст.°с Т, Ч а,. МПа <Ja2. МПа 8. % у. % 1
Т3 = 1100 °C
600 0 670 250 42 58
600 2 700 310 45 58 ।
600 4 850 420 55 55
600 6 970 500 48 55
600 8 1000 530 43 55
650 1 750 300 50 55
650 2 810 350 58 50
650 4 980 440 55 48
650 6 1000 530 53 46
650 8 1030 550 52 45
Т3 = И50 °C
700 0 650 250 40 49
700 2 1100 650 35 36
700 4 1150 660 30 32
700 20 1250 750 20 16
Т3 = 1200 °C
600 0 550 250 33 50
600 1 780 470 40 33
600 2 860 540 25 13
600 4 1030 710 19 13
600 6 1380 810 18 12
материала. Чем больше доля хрупкой составляющей в изломе, тем ниже
уровень относительного сужения.
Необходимо обратить внимание на следующие особенности измене-
ния указанной характеристики пластичности. Уровень у остается высо-
ким после такой термообработки, которая обеспечивает получение опти-
мальной кинетики мартенситного превращения при растяжении, т. е. поз-
воляет получить 5мах. Поскольку относительное сужение состоит из рав-
номерной и сосредоточенной составляющих (у = ур + ус), то зависимость
\|/ = f(x) есть суперпозиция двух функций ур = f(x) и ус = f(x). Равномерная
составляющая ур = f(x) изменяется немонотонно и повторяет ход зависи-
мостей 5 = f(x) и 8р = f(T). Сосредоточенная составляющая сильно сни-
жается, определяя ход зависимости у = f(x). Например, в закаленной от
1150 °C стали у = ур + ус = 24 + 25 = 49%. После старения при 600 °C, 2 ч,
обеспечивающего оптимальную кинетику мартенситного превращения,
относительное сужение незначительно снижается до у = 44%. При этом
равномерная составляющая увеличивается на 32%, а сосредоточенная
снижается на 12%.
106
Рис. 2.17. Зависимость относительного удли-
нения 6 состаренных сталей от скорости
мартенситного превращения при растяже-
нии (схема)
В стабильной стали 60Н25ЮЗФ
наблюдается монотонное повыше-
ние прочностных и снижение плас-
тических свойств при увеличении
продолжительности старения. Уро-
вень относительного удлинения ни-
же, относительного сужения - в
чем в метастабильной стали
ЗЗН25ЮЗФ. Особенно это четко видно при сравнении указанных сталей с
примерно одинаковыми пределами текучести. Эта величина определяется
степенью распада твердого раствора и не зависит от тех процессов, которые
протекают при растяжении. Например, в стабильной стали после старения
650 °C, 2 ч получены следуютцие механические свойства: <5В = 980 МПа,
С02 ~ 750 МПа, 5 = 25%, у/ = 55%, а в метастабильной после выдержки 8 ч
при 600 °C Ов ~ 1320 МПа, о02 = 760 МПа, 8 = 40%, у/ = 40%. Следует отме-
тить, что более низкий уровень относительного сужения в последнем слу-
чае обусловлен резким уменьшением у/с, поскольку пластичность мартенси-
та деформации существенно ниже, чем аустенитной фазы.
Анализ экспериментальных данных по кинетике мартенситного у —> а-
превращения при растяжении в никелевых сталях (см. рис. 2.6, а и 2.15, б)
позволяет построить зависимости удлинения от tg<p или интенсивности (ско-
рости) v мартенситного превращения для любой метастабильной стали (см.
рис. 2.16). Построение функций 8 = f(tg<p), изображенных на рис. 2.17, поз-
воляет объяснить немонотонную зависимость относительного удлинения
от параметров термообработки: температуры закалки и старения, продол-
жительности изотермической выдержки [52].
Закаленному состоянию стали соответствует определенная точка на кри-
вой ABCDLMN (см. рис. 2.17). После проведения старения кинетика мартен-
ситного превращения изменяется и этой же стали будет соответствовать дру-
гая точка на кривой ABCDN. Следовательно, каждое структурное состояние
закаленной и упрочненной стали можно охарактеризовать определенной точ-
кой на кривой ABCDN. Эта зависимость позволяет объяснить все эксперимен-
тально наблюдаемые и описанные выше случаи изменения относительного
удлинения при упрочнении метастабильных аустенитных сталей старением.
Закаленные стали ЗЗН25ЮЗФ и Н15Х5ГЗТЗ характеризуются на кри-
вой ABCDM точкой А (см. рис. 2.17). По мере развития дестабилизирующе-
го старения скорость мартенситного превращения при растяжении достига-
ет оптимальной величины (точка С) и пластичность, наведенная превраще-
нием, становится максимальной. При увеличении степени распада и, следо-
вательно, скорости мартенситного превращения при растяжении относи-
тельное удлинение снижается до значений, обозначенных на рис. 2.17 точ-
ками D, L, М. В предельном случае относительное удлинение метастабиль-
ных аустенитных сталей достигает уровня GN, который практически такой
107
Рис. 2.18. Зависимость предела текучести
<Т(12 и относительного удлинения 5 от темпе-
ратуры Т и продолжительности старения т
(схема); Т| <Т2 < Т3
же, как в закаленных сталях мартен-
ситного класса. Абсолютное значе-
ние относительного удлинения та-
ких сталей зависит от пластичности
мартенситных кристаллов, но не
превышает 20%.
Закаленные метастабильные
стали Н26ТЗ и Н25Х2ТЗ характери-
зуются на рис. 2.17 точкой С. В таких сталях как стабилизирующее, так и
дестабилизирующее старение снижает относительное удлинение. После уп-
рочнения этих же сталей методом фазового наклепа они характеризуются
точками В (Н25Х2ТЗ) или D (Н26ТЗ). Такое различие в состояниях этих ста-
лей обусловлено разной степенью распада твердого раствора при нагреве
до 800 °C. Твердый раствор первой стали, содержащей меньшее количест-
во титана (по-видимому, это основная причина), претерпел распад, вызвав-
ший стабилизацию аустенита. Твердый раствор второй стали распался
сильнее, что обусловило дестабилизацию аустенита.
Для того чтобы повысить относительное удлинение фазонаклепанных
сталей Н25Х2ТЗ и Н26ТЗ, необходимо привести их в состояние, которое на
рис. 2.17 характеризуется точкой С. Для этого необходимо использовать ли-
бо дестабилизирующее старение (точки В - С для стали Н25Х2ТЗ), либо,
напротив, стабилизирующее старение (точки D - С для стали Н26ТЗ). Даль-
нейшая термообработка, приводящая к дестабилизации (точки С - М) или
стабилизации (точки С - В) фазонаклепанного аустенита приводит к сниже-
нию относительного удлинения, которое может оказаться ниже исходного
уровня (точка В или D). В метастабильных сталях при Тст = Т, (рис. 2.18) на-
блюдается немонотонная зависимость 8 = 1'(т), обусловленная протеканием
мартенситного у —> «-превращения при растяжении (см. рис. 2.17). Пластич-
ность 8 достигает максимального значения после некоторой изотермичес-
кой выдержки ть а предел текучести увеличивается одновременно с увели-
чением 8. При повышении температуры старения до Т2 и Т3 максимальные
значения относительного удлинения достигаются уже за более короткие
изотермические выдержки т2 и т3 соответственно (т3 < т2 < т,).
Таким образом, в никелевых сталях, в которых при растяжении про-
текает мартенситное у —> a-превращение, старение может быть исполь-
зовано в качестве эффективной упрочняющей обработки, позволяющей
повысить временное сопротивление, предел текучести и относитель-
ное удлинение одновременно. При этом относительное сужение имеет
высокий уровень. Увеличение пластичности достигается в результате
мартенситного у —> «-превращения, протекающего при растяжении (при
определении механических свойств) и регулируемого параметрами старе-
ния (Т3, Тст, т).
108
2.2.3. Структура марганцевых сталей
Сталь 40Х4Г18Ф [54-56] содержит, мас.%: 0,43 С; 4,0 Сг; 18,3 Мп; 1,2 V.
При закалке от 1100...1150 °C образуются высокодисперсные частицы, да-
ющие контраст типа ряби. Электронно-микроскопическое исследование
показало, что после старения стали при 550 °C карбидные частицы имеют
размеры, не превышающие 5 нм. Плотность выделений на единицу объема
высокая - 1 1016 см-3.
Размер карбидов ванадия VC мало меняется после старения при 600 °C
(до 6 ч) и не превышает 10 нм (рис. 2.19). Очень длительные (100 ч) изотер-
мические выдержки при этой температуре практически не влияют на них
(табл. 2.9). В областях, близких к границам зерен, а иногда и на самих гра-
ницах, в редких случаях наблюдали более крупные частицы VC размером
до 30 нм. Кроме того, на границах зерен изредка встречаются карбиды хро-
ма Сг23С6 размером 0,2-0,3 мкм.
При нагреве до 650 °C карбидные частицы на границах зерен укрупня-
лись до 50-80 нм, но размеры основных масс карбидов в теле зерна по-преж-
нему составляли ~10 нм. Микроструктура стали, состаренной при 700 °C,
характеризуется наличием частиц VC размером от 5 до 20 нм, а доля круп-
ных частиц возрастает с увеличением изотермической выдержки. У некото-
рых границ наблюдали повышенную концентрацию карбидов и зоны, сво-
бодные от выделений, шириной 6-8 нм.
Выделение карбидов обусловливает, по-видимому, снижение ЭДУ в стали
из-за уменьшения количества углерода в аустените. Это предположение под-
тверждается тем, что количество ДУ (см. рис. 2.19) возрастает с увеличением
температуры и продолжительности старения. Мартенситная точка стали
40Х4Г18Ф после закалки и старения при 600-700 °C остается ниже -196 °C.
При растяжении состаренной стали дислокации взаимодействуют с час-
тицами VC, преодолевая их перерезанием или огибанием. Величина диспер-
сионного упрочнения частицами карбида ванадия может быть определена
по двум формулам соответственно [55]:
ДО; = рк рв m G е3/2 (df/2b)1/2;
До2 = Ук 7к m aGb [2 л(Х - a)]/ln(d/2b),
где Рк, Рв - коэффициенты, характеризующие тип дислокаций - краевой и
винтовой соответственно; Е - вели-
чина упругой деформации, рассчи-
танная по формуле 2/3(ав - ам)/ам (ав
и ам - параметры решетки карбидов
ванадия и матрицы соответственно);
f - объемная доля выделений; X -
межчастичное расстояние; а - стати-
стический коэффициент, обычно
равный 0,85; d - диаметр частиц.
Рис. 2.19. Карбиды ванадия и дефекты упа-
ковки в состаренной стали 40Х4Г18Ф
109
Таблица 2.9
Параметры карбидов VC и прирост прочности в стали 40Х4Г18Ф
в зависимости от длительности старения
Параметр т„ = 600 °C Тст = 700 °C
10 ч 50 ч 100 ч 2 ч 6 ч 50 ч
Объемная доля выделений 0,007 0,008 0,013 0,003 0,005 0,015
Средний размер частиц, нм 10 11 12 7 9 16
Межчастичное расстояние, нм 87 81 76 93 92 95
Прирост упрочнения в модели перерезания, МПа
Дс1к 1220 1330 1770 640 950 2200
Дс1в 410 450 570 220 320 730
Прирост упрочнения в модели огибания, МПа
Дс2к 290 310 360 230 260 320
До2в 430 460 540 340 380 480
До, 330 480 550 300 500 360
Таблица 2.10
Зависимость дилатометрического эффекта Д1/1 и количества а-фазы
от температуры старения для сталей 40Х4Г18Ф и 40Г18Ф после предварительной
деформации растяжением па 20% ври комнатной температуре
Т °C 1 СТ’ Al/lltf а, % т„.°с Al/llO’ а, %
Сталь 40Х4Г18Ф Сталь 40Г18Ф
20 2,20 0 20 3,9 2.8
550 1,42 0 500 1,5 1,1
600 0,44 0 550 1,4 1,0
650 2,1 1,0 600 1.5 1,3
700 3,3 3,0 650 4,4 7,0
При сравнении экспериментальных и расчетных величин упрочнения,
полученных на основании табл. 2.10 можно сделать следующий вывод: ос-
новным механизмом взаимодействия скользящих дислокаций (краевых и
винтовых) с частично когерентными выделениями карбидов ванадия явля-
ется огибание частиц дислокациями.
Из оценки упрочнения и анализа изменения скорости деформацион-
ного упрочнения в работе [55] делается вывод о том, что огибание не яв-
ляется единственным механизмом взаимодействия дислокаций с карбида-
ми ванадия и винтовые дислокации могут, по-видимому, перерезать час-
тицы, если их размеры не превышают 10-12 нм. Кроме того, на ранних
стадиях старения, когда частицы полностью когерентны с матрицей и их
размер не превышает 3-5 нм, возможно перерезание частиц и краевыми
дислокациями.
При растяжении состаренной стали 40Х4П8Ф, кроме скольжения дис-
локаций, происходит мартенситное у —> (ДД, е)-превращение и наблюдает-
110
Рис. 2.20. Зависимость дилатометрического эффек-
та Д1/1, относительного изменения плотности Др/р
(а) и количества сс-фазы (б) (при 25 °C) от степени
деформации D в сталях 40Г15Ф (I), 40Г18Ф (2),
40Х4П8Ф (3) и 60ХЗГ8Н8Ф (4), состаренных при
650 °C, 6 ч (сплошные кривые - Д1/1, % ос; штрихо-
вая - Др/р)
ся та же последовательность фазовых
превращений, что и в закаленном состоя-
нии. Распад твердого раствора при Тст -
= 500...600 °C стабилизирует у —» (ДД, е)-
превращение [57]. Об этом свидетель-
ствуют данные дилатометрического ис-
следования растянутых образцов (см.
табл. 2.10). Так, величина дилатометри-
ческого эффекта после старения стали при 600 °C уменьшилась в 5 раз,
по сравнению с закаленным состоянием. При Тст > 650 °C начинается де-
стабилиция аустенита и для Тст = 700 °C дилатометрический эффект уве-
личивается в 1,5 раза. Ферромагнитная a-фаза после растяжения при ком-
натной температуре практически отсутствует. Она появляется только по-
сле старения при Тст = 650 °C.
Кинетика у —> (ДД, Е, а)-превращения в состаренных аустенитных ста-
лях существенно зависит от степени легирования аустенита хромом, мар-
ганцем, никелем и углеродом. Сравним кинетику мартенситного превраще-
ния в сталях 40Г15Ф, 40Г18Ф, 40Х4Г18Ф (рис. 2. 20). Видно, что в состарен-
ных сталях она так же зависит от легирования, как в закаленных: уменьше-
ние в твердом растворе хрома и марганца дестабилизирует аустенит, а до-
бавление никеля стабилизирует. Частично марганец можно заменить угле-
родом и вместо стабильной стали 40Х4Г18Н8Ф получить стабильную сталь
60Х4Г18Н8Ф, содержащую, мас.%: 0,63 С; 3,5 Сг; 8,4 Ni; 8,3 Мп; 1,6 V.
Особое внимание следует обратить на легирование аустенитных сталей
углеродом, который оказывает более сильное, чем никель и марганец, ста-
билизирующее влияние на мартенситное превращение как в закаленном, так
и в состаренном состояниях. Его влияние эффективнее в последнем случае.
Например, в закаленной стали 40Х4Г18Ф (с 0,4% С) изменение плотности
Др/р = 35-1 О’4 (величина Др/р является оценкой в относительных единицах
количества фазы с ГПУ-решеткой). При содержании в стали 0,5 и 0,65% С
указанная величина уменьшается до 25-КГ4 и 10-10-4 соответственно. В со-
старенной (650 °C, 4 ч) стали 40Х4Г18Ф величина Др/р = 25-Ю4 (Др/р умень-
шается из-за стабилизации аустенита в результате старения), а в состарен-
ной стали, содержащей 0,5 и 0,65% С, Др/р = 0,1 -10-4 и 0 соответственно.
В указанных метастабильных (40Г15Ф и 40Г18Ф) и стабильных
(40Х4Г18Н8Ф и 60Х4Г8Н18Ф) сталях наблюдаются такие же, как в стали
40Х4Г18Ф, закономерности распада пересыщенного твердого раствора, по-
этому структуры этих материалов после старения мало различаются. Во всех
метастабильных сталях наблюдается стабилизация (при сравнительно низких
Тст) и дестабилизация (при более высоких Тст) аустенита (см. табл. 2.10).
111
2.2.4. Фрактография и механические свойства
стареющих марганцевых сталей
Сталь 40Х4Г18Ф, состаренная при 550...600 °C, разрушается вязко. При
увеличении температуры и продолжительности старения наблюдаются те
же закономерности изменения структуры изломов, как в никелевых спла-
вах. Рельеф на внутренней поверхности чашечек исчезает, а их глубина
уменьшается.
Часовое старение при 650 °C приводит к смешанному разрушению
(рис. 2.21), хотя площадь поверхности излома, занятая фасетками хрупкого
разрушения, незначительна. Хрупкое разрушение идет по границам и телу
зерна. Как правило, небольшие фасетки хрупкого разрушения внутри зер-
на окружены областями вязкого разрушения. Такое разрушение, видимо,
обусловлено неравномерностью распределения продуктов превращения
(у —» ДД, е, (У.) как внутри зерна, так и по его границам. Последнее связано
с ростом концентраций карбидов по границам зерна. С повышением темпе-
ратуры закалки, температуры и продолжительности старения площадь, за-
нятая вязким разрушением, уменьшается, а хрупким - увеличивается.
В сталях 40Г15Ф и 40Г18Ф, аустенит которых менее стабилен, чем в ста-
ли 40Х4Г18Ф, смешанный излом наблюдали после меньших температур
старения и изотермических выдержек. При одинаковых режимах старения
наибольшую площадь поверхности излома, занятую вязким разрушением,
имела сталь 40Х4Г18Ф, а наименьшую - 40Г15Ф. В стабильной стали
40Х4Н8Г18Ф смешанный излом наблюдали только после старения при
700 °C. Следовательно, распад твердого раствора может существенно сни-
жать пластичность стали, а мартенситное у —> (ДД, £, (х)-превращение уси-
ливает отрицательное действие карбидных частиц.
Повышение прочностных свойств в стали 40Х4Г18Ф при старении наблю-
дается только при легировании ванадием в интервале концентраций 0,6-1,2%
(рис. 2.22). Дополнительное легирование стали этим элементом практически
не влияет на прочностные свойства, но снижает пластические. Для практиче-
ских целей содержание 1,2-1,5 мас.% V оптимальное [58], поэтому в дальней-
шем подробно исследовали механические свойства стали 40Х4Г18, содержа-
щей 1,2% V (табл. 2.11).
Предел текучести стали
40Х4Г18Ф увеличивается при повы-
шении температуры закалки, про-
должительности и температуры ста-
рения (см. табл. 2.11). Это обусловле-
но увеличением количества упрочня-
ющей фазы. Аналогично возрастает
временное сопротивление. Однако,
кроме этого фактора, на ов влияет
100 мкм
Рис. 2.21. Поверхность разрушения стали
40Х4Г18Ф, состаренной при 650°С в тече-
ние 1 ч
112
Рис. 2.22. Влияние ванадия на механические
свойства закаленной от 1100 °C и состарен-
ной при 650 °C, 4 ч стали 40Х4Г18Ф
18% а-мартенсита и достаточно боль-
суммарное количество (ДД + е) и
а-мартенсита. В этом можно убе-
диться на следующем примере. В ре-
зультате старения в сталях 40Г15Ф,
40Х4Г18Ф и 40Х4Н8Г18Ф получен
одинаковый предел текучести о02 ~
700 МПа. В первой стали после рас-
тяжения до разрушения содержалось
шое количество фазы с ГПУ-решеткой (Др/р - 0,003). Во второй стали фер-
ромагнитная фаза отсутствовала, а величина Др/р уменьшалась более чем на
30%. Третья сталь имела стабильный аустенит. Пределы прочности в этих
материалах составляли 1150, 1010 и 880 МПа соответственно.
Частицы карбида ванадия, повышая прочность, снижают относительное
удлинение и относительное сужение тем сильнее, чем выше температура
закалки и старения и продолжительнее изотермическая выдержка. На ос-
новании данных табл. 2.11 можно утверждать, что оптимальными являются
Т3 = 1100...1150 °C и Тст = 650 °C. Увеличение температуры закалки приво-
дит к укрупнению зерна, а повышение температуры старения ухудшает пла-
стичность. Последнее обусловлено неравномерным распределением упроч-
няющей фазы внутри и, особенно, по границам зерен. Неравномерность
распада твердого раствора обусловливает неравномерность в распределе-
нии продуктов фазового у —> е-превращения, которые образуются при рас-
тяжении метастабильных сталей.
Влияние фазовых превращений, протекающих при растяжении, на плас-
тические свойства наблюдалось не только в закаленном (см. гл. 1), но и в со-
старенном состоянии. Рассмотрим изменение относительного удлинения трех
состаренных сталей с одним и тем же пределом текучести о02 = 700 МПа.
В стабильной стали 40Х4Н8Г18Ф относительное удлинение 8 = 30%. Появ-
ление деформационных двойников в стали 40Х4Г18Ф позволяет повысить
величину 8 до 45%. Более сильная степень развития у —» (ДД, е, а)-превра-
щения и появление ферромагнитной a-фазы в стали 40Г15Ф уменьшает от-
носительное удлинение 8 до 25%. Следовательно, появление в состаренном
аустените деформационных двойников при растяжении стали улучшает
прочностные и пластические свойства, а мартенсит (е и а) обусловливает
увеличение только прочностных свойств.
Стабилизация у —» (ДД, Е)-превращения оказывает благоприятное влия-
ние на пластичность, особенно при сравнительно высоких уровнях предела
текучести. Дополнительное легирование стали 40Х4Г18Ф углеродом (сталь
50Х4Г18Ф) позволяет повысить относительное удлинение на 15-20% при
одинаковом значении о02 или, наоборот, при одних и тех же показателях
пластичности увеличить прочность на 15-20%. Например, при одинаковом
пределе текучести, равном 750 МПа (Т3 =1100 °C, Тст= 650 °C) в сталях
40Х4Г18Ф и 55Х4Г18Ф относительное удлинение 8 равно 38 и 45%. Когда
113
Таблица 2 11
Зависимость механических свойств стали 40Х4Г18Ф (1,2% V) от времени
изотермической выдержки Т, температуры закалки Т, и температуры старения Т„
т. ч Т,= 1050 °C Т, = 1100 °C Т,= 1150 °C Т,= 1175 °C
°. а<и 8 V ов 5 V О, 5 V 8 V
МПа % МПа % МПа % МПа %
т = 1 ст 600 °C
0 900 400 60 60 900 400 60 60 870 380 60 60 880 370 60 60
2 900 400 60 60 920 540 55 59 940 620 50 58 950 650 45 54
4 900 520 55 60 950 620 50 57 1000 720 45 54 1020 750 40 50
6 910 550 53 57 990 680 48 55 1020 780 42 50 1050 830 38 45
8 920 560 50 55 1000 740 45 50 1040 820 40 46 1060 870 35 40
т = L cm 650 °C
2 920 420 55 55 970 620 48 48 1030 750 40 42 1040 800 35 38
4 940 450 50 53 1010 700 44 45 1070 800 34 37 1080 930 28 34
6 950 480 48 50 1050 750 38 44 1120 850 32 35 ИЗО 980 22 30
8 960 500 45 49 1060 800 34 42 1140 870 28 32 1150 1020 19 28
T’cm = 700 °C
2 940 440 50 52 1080 750 34 40 1140 950 23 29 1190 1000 20 25
4 960 450 42 46 1150 850 23 30 1230 1020 14 17 1250 1050 12 15
6 970 460 35 42 1180 900 16 23 1250 1000 10 12 1270 1030 7 10
8 980 480 29 38 1150 850 12 20 1240 960 7 10 1240 990 6 8
5 - 23-25% (Т3 = ПО °C, Тсг = 700 °C), пределы текучести равны 850 и
1050 МПа соответственно в сталях 40Х4Г18Ф и 55Х4Г18Ф.
Анализ кинетических кривых (см. рис. 2.20, б, кривая 3) сталей типа
40Х4Г18Ф (состав, мас.%: 0,4-0,6 С; 3,5^1,5 Сг; 17,5-18,5 Мп; 1,2-1,5 V) да-
ет основание считать, что имеют место те же закономерности изменения
пластичности при распаде твердого раствора, что и в некоторых никелевых
сталях. Пластичность стали после закалки можно охарактеризовать точкой
С (см. рис. 2.17), если по оси абсцисс отложить интенсивность (скорость)
у —» (ДД, е)-превращения. Поэтому любое (стабилизирующее или дестаби-
лизирующее) старение уменьшает относительное удлинение. В менее ста-
бильных сталях, в которых, наряду с деформационным двойникованием, об-
разуются мартенситные (е и а)-фазы, относительное удлинение изменяется
более сложным образом. Необходимо учитывать суммарное влияние на
пластичность всех составляющих у —> (ДД, Е, (х)-превращения. Четкое раз-
деление вкладов каждого из указанных составляющих мартенситного пре-
вращения представляет большие экспериментальные трудности.
Отсутствие аномальной зависимости удлинения (одновременное увели-
чение пределов прочности и текучести) в марганцевых состаренных сталях
можно объяснить тем, что Е- и а-мартенситные фазы разрушаются хрупко,
что обусловлено большим содержанием углерода в ГПУ- и ОЦК-решетках
мартенсита. Нами было высказано предположение о том, что с понижени-
ем количества углерода в марганцевых сталях аномальная зависимость от-
носительного удлинения будет обнаружена. Более того, можно было ожи-
дать аномальную зависимость относительного сужения. Поэтому в работах
[59, 60] были изучены марганцевые стали с более низким содержанием уг-
лерода и дополнительным легированием кремнием. Последний элемент
способствует образованию Е-фазы.
2.2.5. Механические свойства стареющих марганцевых сталей
с двухфазной (у + £)-структурой
Закаленная (от 1175 °C в воде) сталь 20Г18С2Ф, содержащая, мас.%:
0,22-0,23 С; 17,6-17,8 Мп; 1,02-1,16 V; 2,0-2,1 Si, является двухфазной и со-
стоит из аустенита (70-75%) и Е-мартенсита (25-30%). Структура закален-
ных сталей аналогичного состава, но без ванадия, подробно изучена в [61,
62], поэтому мы даем лишь краткое ее описание. Электронно-микроскопи-
чески Е-мартенсит выявляется в виде узких пластин правильной геометри-
ческой формы с четкими границами и располагается по плоскостям типа
{111 }г Температура конца у —» Е-превращения находится ниже комнатной,
поэтому при охлаждении закаленной стали до -196 °C количество Е-мартен-
сита несколько увеличивается (с 25 до 32%). Двухфазная структура неста-
бильна при растяжении и после механических испытаний в ней образуется
ферромагнитный а-мартенсит (12-16%).
Сталь 20Г18С2Ф после закалки от 1175 °C в воде обладает следующими
мехашгческими свойствами: о„ = 882 МПа, о02 = 352 МПа, 8 = 24%, \|/ = 20%.
i Сниженные значения пластических свойств закаленной стали можно объ-
яснить, во-первых, низкой стабильностью по отношению к мартенситному
115
Таблица 2.12
Зависимость количества а-мартенсита, %, в закаленной и состаренной стали
от степепи пластической деформации растяжением при 20 °C
D, % Закалка 3 + С, 600°С, т = 6 ч 3 + С, 700°С, т = 6 ч
2 1 — 2
4 2 — 3
6 3 1 5
8 5 2 6
10 6 3 8
12 8 4 И
16 11 6 15
18 12 8 17
превращению у —» (е, а) при деформации, что не дает возможности опти-
мально использовать трип-эффект, как в метастабильных никелевых ста-
лях (см. гл. 1), и, во-вторых, относительно высокой хрупкостью углеродис-
того мартенсита. Последнее предположение подтверждается фрактографи-
ческими исследованиями, выявившими большую долю хрупкой составляю-
щей в смешанном изломе закаленного образца.
Изотермическая выдержка стали в интервале 600...700 °C приводит к дис-
персионному твердению в результате выделения частиц диаметром до 10 нм.
Частицы располагаются с высокой плотностью равномерно по телу зерна.
На электронограммах они идентифицируются как изоморфный ГЦК-матри-
це карбид ванадия VC. При этом распад твердого раствора может неодно-
значно влиять на стабильность аустенита. Так, старение при 650 °C, 6 ч
уменьшает количество е-мартенсита при комнатной температуре с 30 до 12%,
а после дестабилизирующего старения при 700 °C количество этой фазы воз-
растает до 70%. Стабилизация и дестабилизация аустенита имеет место по от-
ношению не только к е-фазе, но и сх-мартенситу (табл. 2.12).
Распад пересыщенного твердого раствора изменяет как внешний вид,
так и внутреннее строение е-фазы стали. Наряду с узкими пересекающими-
ся е-пластинами нескольких ориентировок присутствуют широкие полосы
е-мартенсита, которые только условно можно назвать единой пластиной.
При анализе темнопольного изображения этого участка в свете рефлекса
е-фазы становится очевидным, что полосы е-мартенсита состоят из боль-
шого числа тонких реек, расположенных весьма плотно параллельными ря-
дами, и содержат островки остаточного аустенита. На электронограмме,
полученной с такой области, присутствуют рефлексы от аустенита, карби-
дов и е-мартенсита. В состаренной стали пластины е-фазы располагаются
на фоне характерного контраста от карбидных частиц и содержат в себе
эти частицы. Формирование таких несовершенных е-кристаллов является
следствием развития у —» е-превращения в у-матрице с большим количест-
вом карбидных частиц.
Старение существенно влияет на механические свойства стали
20Г18С2Ф. Предел текучести в зависимости от температуры старения изме-
няется по кривой, характерной для стареющих сталей (рис. 2.23). Упрочне-
116
Рис. 2.23. Зависимость механических свойств стали
20Г18С2Ф от температуры старения (выдержка 6 ч)
ние стали обусловлено выделением кар-
бидных частиц и образованием е-мартен-
сита, наследующего эти частицы. На вре-
менное сопротивление дополнительно
влияет образование мартенситных фаз
при растяжении, поэтому зависимость ов
(Тсг) несколько отличается от о02 (Тст).
По изменению пластических характе-
ристик 8 и можно судить о двух различ-
ных температурных областях старения.
Первая область относится к температу-
рам Тст = 600...650 °C, где наблюдается од-
новременное увеличение предела текуче-
сти и относительного удлинения (по срав-
нению с закаленным состоянием), что
1200
описано выше на примере никелевых ста- 0 600 700 Т, °C
лей. Вторая область температур Тст =
= 700...750 °C характеризуется одновременным существенным ростом пре-
дела текучести и относительного сужения (рис. 2.23). Увеличение относи-
тельного удлинения в первом температурном интервале старения связано с
развитием мартенситного превращения у —> (е, а) при растяжении образцов,
как в случае метастабильных никелевых сталей. Можно было ожидать, что
определенный вклад в обеспечение повышенного удлинения после старе-
ния вносит увеличение количества аустенита (с 70 до 88%). Однако это
предположение не подтверждается, так как относительное удлинение после
старения при 600 и 650 °C одинаково (см. рис. 2.23), а количество Е-мартен-
сита до испытания равно 30 и 12% соответственно.
Увеличение относительного сужения во втором температурном интер-
вале обусловлено с интенсивным развитием сосредоточенной деформации
в образцах с двухфазной структурой. Для выяснения причин различного
развития сосредоточенной деформации в образцах, упрочненных в первом
и втором температурных интервалах старения, было выполнено фракто-
графическое исследование на образцах, состаренных при 600 и 700 °C. Об-
разцы имели практически одинаковые значения ов, но существенно разли-
чались по уровню относительного сужения. После старения при 600 °C раз-
рушение смешанное, а после старения при 700 °C - вязкое. При этом излом
состаренного при 700 °C образца сохранялся вязким до - 50 °C, и только при
Тис - -100 °C наблюдали смешанное разрушение.
Состаренные при 600 °C и растянутые до разрушения образцы имели в
структуре до 25% Е- и ос-мартенсита, а после старения при 700 °C разрушен-
ные образцы содержали 27% а-мартенсита и 55% Е-мартенсита. В первом
случае появление фасеток хрупкого разрушения обусловлено хрупкостью
мартенситных кристаллов. Во втором случае мартенситные кристаллы об-
разуются из аустенита, в сильной степени обедненного углеродом, который
117
Таблица 2.13
Механические свойства и фазовый состав (до растяжения) закаленной
и состаренной стали 20Г18С2Ф
Термообработка 0(1,2 5 V Е
МПа %
3 от 1175 °C + охл. до -196 °C 352 882 24 20 32
С. 650 °C, 6 ч + охл. до -196 °C 460 1100 39 29 12
С. 700 °C, 1 ч 372 1097 33 25 12
С. 700 °C + охл. до-196 °C 401 1146 30 23 27
С. 700 °C, 3 ч 431 1078 28 23 33
С. 700 °C + охл. до-196 °C 539 1107 31 29 48
С. 700 °C, 6 ч 548 1048 29 44 58
С. 700 °C + охл. до-196 °C 537 1078 29 49 72
С. 700 °C, 6 ч + обработка по схеме -196—>350—>(-196) 735 1156 26 40 69
С. 700 °C, 6 ч + обработка по схеме -196—>350—>(-196), 4 цикла 735 1156 26 45 70
из твердого раствора переходит в карбиды ванадия. Практически безугле-
родистый Е-мартенсит разрушается вязко.
В зависимости от температуры и продолжительности старения количе-
ство Е-мартенсита в стали 20Г18С2Ф меняется. Эта зависимость принципи-
ально не изменяется при охлаждении состаренной стали до -196 °C, по со-
держание мартенситной фазы увеличивается. Увеличение количества Е-фа-
зы в стали до испытания коррелирует с возрастанием ее прочностных
свойств (табл. 2.13).
В стали 20Г18С2Ф предел текучести может определяться исходным пре-
делом текучести при твердорастворном упрочнении гомогенного аустенита
°о.2« упрочнением за счет выделения карбидов ванадия при старении ДОц2 и
упрочнением в результате у —> (е, а)-превращения ДОо.г- Для того чтобы
оценить вклад старения и у —» Е-превращения в предел текучести стали, ис-
следовали механические свойства при 300 °C. Термическую обработку,
предшествующую испытанию, проводили по двум схемам.
Первая схема термообработки включала: нагрев до температуры закал-
ки 1175 °C, быстрый перенос образца для испытаний механических свойств
в термостат с температурой 300 °C, установленный на разрывной машине.
В результате испытаний определили ofj2 = 117 МПа.
Вторая схема термообработки включала нагрев до 1175 °C, перенос в
печь с Тст = 700 °C, старение в течение 6 ч и затем охлаждение до Т11С = 300 °C,
при которой образец растягивался. При этом предел текучести составил
со,2 “ 333 МПа. Поэтому карбидное упрочнение можно оценить как Дс?о.2 =
= 333 — 117 = 216 МПа. Предел текучести состаренной (700 °C, 6 ч) стали,
измеренный при комнатной температуре, составляет 637 МПа и включает
ДОо>2, ДОо,2 и Д°о,2- Принимая во внимание данные работы [63], можно счи-
тать, что полученные при 300 °C значения ДоЗ 2 =117 МПа повышаются при
комнатной температуре примерно до 147 МПа. Поэтому упрочнение за счет
118
Рис. 2.24. Изменение механических свойств и фа-
зового состава стали 20Г18С2Ф, состаренной при
700 °C, 6 ч, в температурном интервале от - 196 до
300 °C.
1,2- количество е-фазы после термообработки и растяжения до
разрушения соответственно; 3 - количество а-мартенсита после
растяжения до разрушения
у —» Е-превращения в состаренной матри-
це равно ДОо,2 = 637 - 333 — 147— 157 МПа.
Сравнивая значения До$2, Д°о.2> ДОо.2,
можно утверждать, что последние две со-
ставляющие существенно влияют на
формирование предела текучести стали
20Г18С2Ф. Развитие фазовых превраще-
ний при охлаждении и деформации опре-
деляет температурную зависимость ме-
ханических свойств состаренной стали
(рис. 2.24).
Характер изменения механических
свойств и фазового состава состаренной
стали 20Г18С2Ф различный в трех температурных интервалах: 1) 300...
150 °C; 2) 150...-50 °C; 3) -50...-196 °C. Во втором температурном интерва-
ле неизменный фазовый состав перед испытаниями механических свойств
обусловливает постоянство значений предела текучести. Развитие фазовых
у —> (е, а)-превращений при растяжении обеспечивает сравнительно высо-
кий уровень относительного удлинения. Хороший уровень относительного
сужения обусловлен низким содержанием углерода в Е-мартенсите. Величи-
на временного сопротивления с>,, определяется, по-видимому, количеством
а-мартенсита деформации.
В первом температурном интервале в ходе обратного Е —» у-превраще-
ния предел текучести стали 20Г18С2Ф последовательно снижается: в аусте-
нитном состоянии его значение на 22% ниже исходного при Тнс= 25 °C. Ко-
личество а-мартенсита деформации последовательно уменьшается до нуля,
что сопровождается уменьшением относительного удлинения с 28 до 20%.
Снижение предела прочности обусловлено уменьшением в структуре как
Е-мартенсита охлаждения, так и а-мартснсита деформации.
На третьем участке понижение температуры испытания сопровождается
значительным ростом предела текучести с 660 до 860 МПа, несмотря па не-
изменное количество Е-мартенсита охлаждения (см. рис. 2.24, кривая 1). По-
видимому, на увеличение о02 влияет магнитный переход парамагнетик-анти-
ферромагнетик. Температура этого перехода в Е-мартенсите, по мессбауэ-
ровским данным, соответствует -23 °C. Ниже этой температуры происходит
резкое уменьшение относительного удлинения и относительного сужения.
Соответственно меняется характер разрушения растянутой стали от вязкого
к смешанному; при -100 °C и ниже излом стали полностью хрупкий, транс-
кристаллитный. Смена характера разрушения при понижении температуры
испытания связана, видимо, с хрупким разрушением антиферромагнитной е-
119
фазы. Уменьшение количества а-мартенсита (см. рис. 2.24, кривая 3), воз-
можно, связано с двумя причинами: преждевременным разрушением образ-
ца и стабилизацией мартенситного перехода е —> а при замене парамагнит-
ной Е-фазы на антиферромагнитную. Снижение уровня временного сопро-
тивления обусловлено также двумя причинами: уменьшением как степени
деформации образцов при растяжении (8 резко снижается), так и количест-
ва ос-мартенсита деформации.
2.2.6. Возникновение микропапряжспий при карбидном старении
Микронапряжения, возникающие вокруг карбидов, играют большую
роль в развитии упрочнения, охрупчивания и радиационнно-индуцированно-
го повреждения облучаемых материалов [40, 41, 49]. Выделяющиеся в про-
цессе старения частицы, в зависимости от их типа, размеров и параметров
несоответствия, могут быть когерентными с матрицей, частично когерент-
ными и некогерентными, что определяет величину микроискажений и, сле-
довательно, микронапряжений вокруг них. Под термином «микроискаже-
ния» будем понимать определяемую экспериментально микродеформацито
кристалла матрицы (~Ad/d) при фазовом превращении (дисперсионном
твердении) в образцах вледствие термических обработок. Возникающие
при этом одноосные (нормальные) микронапряжения равны ОС) ~ EAd/d, а
напряжения при плоском напряженном состоянии составляют о(|+2)
~ E/pAd/d, где Е - модуль упругости, ар. - коэффициент Пуассона (р. ~ 0,28
в сплавах железа) [64].
В настоящем разделе электронно-микроскопическим и нейтронографи-
ческим методами проведено комплексное исследование микроискажений
(микронапряжений) от выделяющихся при термическом старении частично
когерентных и некогерентных частиц карбидов VC [5].
Анализ упрочнения и изменения параметра решетки стали 40Х4Г18Ф2
при карбидном старении при 600 и 700 °C. В качестве материала для иссле-
дования выбрана гомогенизированная аустенитная сталь 40Х4Г18Ф2
(0,40С-18Mn-4Cr-2V) с карбидным старением содержащая, мас.%: С - 0,45;
Мп - 18,5; Сг - 4,5; V - 1,4; Fe - ост. Методом нейтронной дифракции на ней-
тронном дифрактометре высокого разрешения (Ad/d = 2-10-3), установлен-
ном на атомном реакторе ИВВ-2М, исследовали кристаллическую структу-
ру и фазовый состав состаренных массивных образцов стали 40Х4Г18Ф2, из
которых изготавливали фольги для трансмиссионной электронной микро-
скопии (ТЭМ).
Для растворения упрочняющих частиц и получения однофазного аус-
тенитного твердого раствора с ГЦК-решеткой производили нагрев стали
до 1100 °C, выдерживали 2 ч и охлаждали в воде. Старение закаленной
стали проводили при 600 и 700 °C в течение 1, 6 и 12 ч. Выбор режимов
среднетемпературного (600 °C) и высокотемпературного (700 °C) старе-
ния стали 40Х4Г18Ф2 в течение 1-12 ч был связан с необходимостью по-
лучения частиц VC разного размера, что влияет на степень когерентнос-
ти частиц и величину мпкроискажений. Так как параметр ГЦК-карбида
решетки VC (4,14 А) больше на ~15% [65, 66], чем параметр ГЦК-матри-
120
Рис. 2.25. Зависимость твердости НВ в стали
40Х4Г18Ф2 от времени старения
цы (ау ~ 3,60 А), то следовало ожи-
дать быстрого нарушения коге-
рентной связи с матрицей при уве-
личении частиц, особенно при вы-
сокотемпературном старении.
На рис. 2.25 представлено изменение твердости НВ стали 40Х4Г18Ф2 в
зависимости от времени старения при 600 и 700 °C. С его увеличением до 12 ч
при 600 °C твердость монотонно повышается от 2210 до 3130 МПа. Старение
при 700 °C сначала приводит к росту твердости до 3050 МПа (выдержка 6 ч),
а затем вызывает ее снижение до 2820 МПа (выдержка 12 ч), что можно объ-
яснить перестариванием, связанным, в частности, с укрупнением и уменьше-
нием плотности частиц VC при большом времени старения [45] .
В работе [51] рассмотрено изменение параметров решетки аустенита
при старении стали 40Х4Г18Ф2. Отсутствие на нейтронограммах закален-
ной стали дополнительных рефлексов от кристаллических фаз, кроме ре-
флексов от ГЦК-матрицы, указывает на сохранение однофазного матрич-
ного твердого раствора. Неожиданным оказалось изменение параметров
решетки аустенита при старении. На рис 2.26 представлена зависимость па-
раметра решетки аустенита от времени отжига (старения) при 600 и 700 °C
в предварительно закаленной (от 1100 °C, 2 ч) стали 40Х4Г18Ф2. Как вид-
но, старение от 1 до 12 ч при температуре 600 °C практически не изменяет
параметр решетки аустенита, тогда как при температуре старения 700 °C
он уменьшается на 0,0083 А. Известно, что основное влияние на величину
параметра аустенита оказывает концентрация углерода [67, 68]. Использо-
вание нейтронной дифракции позволяет выявить как локализацию углеро-
да в решетке, так и его концентрацию. Это обусловлено тем, что амплиту-
да рассеяния нейтронов атомами углерода (Лс = 0,6646 барн) сравнима с
амплитудой рассеяния нейтронов атомами железа (bFc - 0,945 барн). Мето-
дом полнопрофильного анализа из соотношения интенсивностей рефлек-
сов ГЦК-фазы нашли [51], что углерод заполняет октаэдрические позиции
(1/2, 0, 0) в решетке. При температуре старения 600 °C его концентрация в
решетке практически не меняется, и это согласуется с отмеченным выше
фактом неизменности параметра решетки (см. рис. 2.26). Подобный анализ
нейтронограмм образцов после старения при 700 °C показал, что концент-
рация углерода в решетке аустенита
уменьшается на ~31%. На рис. 2.27 приве-
дена экспериментально определенная за-
висимость изменения параметра решетки
Да от изменения концентрации углерода
ДС (ат.%) в стали 40Х4Г18Ф2 при раз-
Рис. 2.26. Зависимость параметра решетки аустени-
та стали 40Х4Г18Ф2 от времени старения
121
Y= 1.92593Е-5+0.87315Х *''
0,008
. 0,006
4 0,004
0,002
0,000 0,004 0,008
ДС
Рис. 2.27. Зависимость изменения параметра ре-
шетки Да (измерения при 293К) от изменения кон-
центрации углерода ДС в стали 40Х4Г18Ф2 в ре-
зультате старения при 700 °C
ном времени старения при температуре
700 °C. Видно, что существует линейная
зависимость Да от ДС, и коэффициент
пропорциональности равен 0,8732. Это
означает, что при изменении атомной
концентрации углерода на 1% должно наблюдаться изменение параметра
решетки аустенита на 0,00087 нм (или на -0,0039 нм при увеличении кон-
центрации углерода на 1 мас.%). Эта величина близка к литературным
данным: Дп/ДС = 0,0034 нм для решетки Fe-Ni аустенита [66, 67].
Если использовать для оценки более точные данные [66, 67] (ка/ЬС =
- 0,0034 нм), то наблюдаемое при старении (700 °C, выдержка 1, 6, 12 ч)
уменьшение параметра решетки соответственно на 0,00027; 0,00062 и
0,00082 нм свидетельствует о выходе углерода (из аустенита в карбид VC) в
количестве -0,08; 0,18 и 0,24 мас.%. При соотношении атомных масс V и С
как -4:1 такая концентрация углерода соответствует образованию 0,4; 0,9 и
1,2 мас.% карбида ванадия при высокотемпературном старении в течение 1,
6 и 12 ч. После старения при 700 °C (12 ч) в матрице стали 40Х4Г18Ф2 долж-
но остаться 0,45 - 0,24 = 0,21% С. Для более полного связывания углерода в
карбид VC недостаточно имеющегося в стали ванадия (1,4 мас.% ). Углерод
в количестве 0,45 мас.% может связать 1,91 мас.% ванадия в карбид VC и
1,53% V в обычно формирующийся карбид VogC со структурными ваканси-
ями [65]).
Электронно-микроскопическое исследование старения стали
40Х4Г18Ф2 при 600 °C. На рис. 2.28 представлена структура закаленной
стали 40Х4Г18Ф2 [51]. Как видно, в ней содержится небольшое количество
дислокаций и отдельные редко расположенные включения первичных кар-
бидов VC размером до 150 нм, выделившихся из расплава (рис. 2.28, а). Во-
круг этих частиц наблюдаются дислокационные скопления. Границы зерен
чистые, без выделений, с полосами толщинного контраста. При изменении
наклона фольги можно наблюдать слабо выраженный контраст типа ряби
(рис. 2.28, б), свидетельствующий о том, что даже в закаленном сплаве воз-
можны скопления различных атомов (например V и С), вызывающие ло-
кальную деформацию решетки. Следует подчеркнуть, что аустенитный
сплав Fe-36Ni-3Ti также не удается закалить на твердый раствор без выде-
ления интерметаллидов, что доказывается с помощью мессбауэровской
спектроскопии по магнитному полю на ядре 57Fe [45].
На рис. 2.29 дана электронно-микроскопичекая структура (а) и электро-
нограмма (б) стали 40Х4Г18Ф2 после закалки и старения при 600 °C (1 ч).
Заметен слабый твидовый деформационный контраст и дефекты упаковки.
На электронограмме рефлексов от фазы VC не наблюдается, как и в рабо-
тах [68, 69]. Причиной твидового деформационного контраста считается пе-
риодическая (модулированная) структура из упорядоченно расположенных
122
Рпс. 2.28. Граница (а) и тело (б) зерна в стали 40Х4Г18Ф2 после закалки в воде от 1100 °C
(выдержка 2 ч)
предвыделений (атомных скоплений, кластеров) или малых когерентных
частиц с периодическим полем упругих искажений [48]. Можно полагать,
что здесь наблюдаются не когерентные частицы новой фазы, а кластеры из
атомов С и V в матрице, так как параметр решетки аустенита практически
не изменяется при температуре старения 600 °C. Следует отметить, что на
здектронограммах вблизи матричных рефлексов видны диффузные эф-
фекты, свидетельствующие о наличии кластеров с упругими искажениями
и отличающейся от матрицы рассеивающей способностью [46].
Наличие кластеров или нанообъектов, препятствующих перемещению
дислокаций, подтверждается наблюдаемым упрочнением стали 40Х4Г18Ф2
в резх штате старения при 600 °C (1 ч). При этом твердость НВ возрастает
г 2210 до 2640 МПа (см. рис. 2.25).
На рис 2.29, в представлено темнопольное изображение наночастиц или
кластеров в матричном рефлексе в стали 40Х4Г18Ф2 после 6-часового старе-
ая при 600 °C. Увеличение времени старения приводит к усилению твидово-
го контраста с двумерной полосчатостью по направлениям типа <100> (см.
л зектронограмму с осью зоны [001]уна рис 2.29, г). Цепочки кластеров (пред-
г делений) в результате упругого взаимодействия образуют макрорешетку
I с приблизительным «межчастичным» расстоянием ~200 А) [47], что миними-
дрзет упругие искажения в матрице. Таким образом, наблюдается концент-
~ I слюнная волна (или осцилляции с обогащением по V и С) во всех трех вза-
ино перпендикулярных направлениях типа <100>. Эта структура близка к
дотированной, образующейся, в частности, при спинодальном распаде [48].
2 ффхзные эффекты вокруг матричных рефлексов начинают трансформи-
оваться в размытые отражения, располагающиеся по направлению от мат-
z 'Чных рефлексов к рефлексам от предполагаемой когерентной ГЦК-фа-
ал VC (см. рис. 2.29, г) с параметром решетки ~4,14 А. Полагаем, что в на-
оем случае среди наночастиц преобладают предвыделения (кластеры), так
• ак параметр решетки матрицы при старении практически не уменьшился.
М ггричный контраст, вызванный упругими искажениями в аустенитной ма-
гр тле вокруг кластеров, позволяет определять их размеры и плотность. На
г . 2.30. а представлена гистограмма распределения кластеров по размерам
. ie старения при 600 °C (6 ч). Преобладают наночастицы размером 1-3 нм.
123
Рис. 2.29. Структура и электронограммы стали 40Х4Г18Ф2 после старения при 600 °C,
1 ч (а, б), 6 ч (в г) и 12 ч (д, е)
б. г, е - оси зон аустенита [ПО], [001] и ] 110] соответственно; а — светлопольное изображение, в, д — темнопольные
изображения в матричных рефлексах
У величение времени старения до 12 ч при 600 °C приводит к сохранению
“.чюсчатого твидового контраста на темнопольном изображении структу-
р стали 40Х4Г18Ф2 (рис. 2.29, д). На электронограмме (рис. 2.29, е) наблю-
_ потея диффузные эффекты вокруг матричных отражений, но четких ре-
~~ексов от карбида VC еще не обнаруживается. Гистограмма распределе-
ния частиц по размерам (рис. 2.30, б) отличается от предшествующей гисто-
гр _ шы бимодальным распределением кластеров с преобладающими раз-
срами 2-3 и 5-6 нм.
Электронно-микроскопическое исследование карбидного старения ста-
44\4Г18Ф2 при 700 °C. Повышение температуры старения до 700 °C
ержка 1 ч) приводит к гомогенному выделению карбидов ванадия VC
' у образованию протяженных дефектов упаковки с полосчатым контра-
гт • Сем рис. 2.31, а). На электронограмме (рис. 2.31, б) видны рефлексы от
-_К-фазы VC с параметром решетки -0,414 нм. Карбиды VC имеют такую
125
Рис. 2.31. Темнопольные (а, в, е) и светлопольные (г, ж) изображения частиц в ре-
флексе VC и соответствующие им электронограммы (б, д, з) стали 40Х4Г18Ф2 после
закалки и старения при 700 °C в течение 1 ч (а, б). 6 ч (в, г, д) и 12 ч (е, ж, з).
б, д, з — оси зон 1112], [0011. [ 1131 изоморфных решеток аустенита и карбида VC
же ориентацию (ось зоны [112]), как и матричный кристалл аустенита, в ко-
тором они выделяются. На темнопольном снимке (в составном рефлексе от
аустенита и карбидов VC, рис. 2.31, а) виден контраст типа дужек вокруг ча-
стиц, свидетельствующий об упругих искажениях в состаренном сплаве.
Подобные частицы VC и поля искажений матрицы вокруг них еще от-
четливее наблюдаются при 700 °C с увеличением времени старения до 6 ч
(рис. 2.31, в, г). По контрасту типа дужек или крыльев бабочки вокруг час-
тиц с наличием нулевого контраста между дужками (см. рис. 2.31, в, г) мож-
но сказать, что это сферические или близкие к ним (кубические) частицы
VC с почти симметричным полем деформации или микронапряжения [13].
На электронограмме (рис. 2.31, д) видны четкие отражения от ГЦК-карби-
да VC с осью зоны [001], совпадающей с осью зоны ГЦК-матрицы. Кроме
этого, присутствует множество рефлексов от двойной и многократной ди-
фракции. На изображении частиц, расположенных в матрице (рис. 2.31, г,
ж), заметен также полосчатый муаровый узор с расстоянием между полоса-
ми около 2,5 нм, объясняемый интерференцией волн, возбужденных в оди-
наково ориентированных матрице и выделении с разными параметрами ре-
шеток. В данном случае [46] период муара D = d,d2/(d, - d2), где d, и d2 - па-
раметры решеток выделения и матрицы соответственно. Тогда рассчитан-
ный по периодам муара и решетки матрицы (D = 2,5 нм, d2= 0,360 нм) пара-
метр карбида VC будет равен d, = Dd2/(D - d2) = 0,420 нм, что близко к ре-
альной ситуации.
Распределение карбидов по размерам после старения при 700 °C (1 и 6 ч)
представлено на рис. 2.32 а, б. Размер частиц VC находится в основном в
пределах 3-10 нм, преобладающий размер 6-7 нм. Можно полагать, что
карбиды VC только частично когерентны или некогерентны, так как из-за
несоответствия параметров решеток 5 = 2(d( - d2)/(dj + d2) = 0,14 возникают
граничные дислокации несоответствия. По правилу Брукса [46, 70], появле-
ние дислокации несоответствия (при параметре несоответствия решеток
частицы и матрицы 5) происходит, когда общее упругое смещение вдоль
границы «частица-матрица» становится равным вектору Бюргерса Ь. При
этом линейный размер кубической или пластинчатой частицы достигает
L = Ь/5, если вместо параметра несоответствия 5 подставить в это выраже-
ние упругую деформацию е, которая с учетом коэффициента Пуассона в
первом приближении определяется [46] как е ~ 25/3. При L = b/е в процессе
роста карбида VC (5 ~ 0,14; е ~ 0,09; b ~ 0,25 им) потеря когерентности про-
исходит уже при размере частицы L ~ 2,8 нм. В нашем случае максимально
возможные упругие напряжения вокруг частицы будут достигать значений
Е = 0,09, пока при увеличении частицы не возникнет очередная дислокация
несоответствия, уменьшающая упругую деформацию.
Увеличение времени старения до 12 ч при 700 °C приводит к укрупне-
нию карбидов и смене механизма карбидообразования: гомогенное выде-
ление карбидов VC заменяется гетерогенным (см. рис. 2.31, е - з). Груп-
пы карбидов VC выделяются на дислокациях и дефектах упаковки (см.
рис. 2.31, е). На рис. 2.31, ж хорошо видно, что выделившиеся при старе-
нии при 700 °C (6 ч) карбиды ванадия являются кубическими с размерами
ребер 10-15 нм.
127
Рис. 2.32. Распределе-
ние наночастиц VC по
размерам в стали
40Х4Г18Ф2 после за-
калки и старения при
700 °C
Таблица 2.14
Изменение размера и плотности выделяющихся частиц при старении стали 40Х4Г18Ф2
Обработка Концентрация частиц С-10-16, см-’ (ТЭМ) Средний размер частиц г, нм (ТЭМ) Объемная доля частиц v-102 (ТЭМ) Объемная доля V-103 (по пара- метру решет- ки)/Мсжчас- тичное рас- стояние X, нм Расчетная концентрация (по параметру решетки и раз- меру частиц) C IO-’6, см-3
“ - С, 600 °C, 6ч 37 2,5 0,57 -/10
3 - с, 600 °C, 12ч 16 4 1,0 -/15
- С, 700 °C, 1ч 3,1 6,3 0,78 0,6/25 2,4
о - С, 700 °C, 6ч 3,3 6,6 0,95 1,35/20 4,7
4 - С, 700 °C, 12ч 1,8 9,9 1,75 1,8/30 1,8
На рис. 2.32, в представлена гистограмма распределения по размерам час-
тип VC в стали 40Х4Г18Ф2, состаренной 12 ч при 700 °C. После обработки
пзмер частиц варьируется от 3 до 19 нм со средней величиной ~10 нм.
В табл. 2.14 и на рис. 2.33 приведены средние размеры частиц, их концентра-
объемная доля и межчастичное расстояние, определенные по измене-
ио параметра решетки при старении и данным ТЭМ. Межчастичное рассто-
- ie определяли по объемной доле и среднему размеру частиц. С помощью
ГЭМ наиболее точно определяли средний размер частиц. При анализе объ-
й доли выделяющихся частиц предпочтение отдавали расчетам количе-
карбидов VC по уменьшению параметра решетки аустенита.
Изменение микроискажений решетки в стали 40Х4Г18Ф2 в процессе ста-
™я при 600 и 700 °C. Анализ картин дифракции нейтронов [51] позволил
осн .ружить возникновение широких диффузных максимумов на подошвах
т тексов ГЦК-фазы при обеих температурах старения. На рис. 2.34 пока-
за* : фрагменты нейтронограмм стали 40Х4Г18Ф2 в исходном закаленном
. ~;янш1 и после старения в течение 6 ч при температурах 600 и 700 °C.
Е тно, что на исходном закаленном образце диффузное рассеяние отсутст-
а профиль нейтронограммы хорошо описывается в модели ГЦК-ре-
. “кп (рис. 2.34, а). При температуре старения 600 °C в области структур-
fl х рефлексов ГЦК-фазы появились широкие диффузные максимумы
2 34, б). При температуре 700 °C их ширина значительно уменьшились
- . 2.34, в). Следует отметить также, что интенсивности этих максимумов
хк обеих температур старения уве-
тась с углом рассеяния или с
“О- .м волнового вектора. Качест-
». н , согласно теории рассеяния
^е»гт-епозских лучей или нейтронов
с еажьными кристаллами [71, 72],
называет на возникновение ис-
ений в объеме материала.
Ьк - 33. Влияние времени старения на раз-
вкл «ющихся кластеров и частиц VC в
стали 40Х4Г18Ф2
129
Рис. 2.34. Фрагменты нейтронограмм (линии (111) и (200) аустенита)
образцов стали 40Х4Г18Ф2 после разных обработок:
а - закалка от 1100 °C (исходное состояние); б - закалка + старение при 600 °C (6 ч); в - за-
калка + старение при 700 °C (6 ч)
Для состаренных при 700 °C образцов они, как упоминалось выше, оче-
видно, связаны с выходом углерода из решетки аустенита и образованием
новой фазы VC. Действительно, параметр ГЦК-решетки VC отличается на
15% от параметра решетки аустенита стали 40Х4Г18Ф2, что вполне может
привести к сильным искажениям решетки матрицы. Из-за достаточно ма-
лых концентрации и размеров выпадающих карбидов в наших эксперимен-
тальных условиях нейтронографическим методом не удается обнаружить
дополнительные рефлексы от карбидов VC, которые хорошо выявляются
при электронно-микроскопическом исследовании. Однако на нейтроно-
граммах, согласно теории рассеяния неидеальными кристаллами, возникает
диффузное рассеяние в области основных рефлексов матрицы, наблюдае-
мое в наших экспериментах. Из анализа ширины этих диффузных макси-
мумов мы оценили эффективный диаметр выделившихся частиц VC
-12-19 нм) при 700 °C, что близко к данным электронной микроскопии.
Влияние частиц VC на картину рассеяния нейтронов на основной ГЦК-фа-
зе проявляется увеличением фактора Дебая-Валлера, связанным со стати-
ческими некоррелированными смещениями атомов в среднем по объему.
Подобный механизм обусловлен возникновением диффузного рассея-
ния в образцах, состаренных при температуре 600 °C. Однако, учитывая тот
факт, что углерод не выходит из решетки аустенита, можно предположить
образование вокруг атомов ванадия каких-то областей, обогащенных угле-
родом. Размеры их на порядок меньше размеров частиц VC, выделяющих-
ся при температуре 700 °C, и составляют -2—4,5 нм, что определено из ши-
рин диффузных максимумов. Их возникновение также увеличивает фактор
Дебая-Валлера для основной фазы.
Анализ формы и ширины основных рефлексов ГЦК-матрицы показал,
что в исходном закаленном образце стали 40Х4Г18Ф2 рефлексы несколь-
ко уширены по сравнению с инструментальной функцией приборного раз-
решения. Используя зависимость уширения рефлексов от угла рассеяния,
с помощью алгоритма, реализованного в программном комплексе FulProf,
в работе [51] определили, что это уширение обусловлено наличием очень
незначительных (Ad/d = 1,04-10 4) искажений в материале основной фазы.
Старение при температуре 600 °C убирает эту неоднородность и снимает
напряжения в основной матрице - ширины линий становятся сравнимыми
с инструментальными. Возникающие наряду с этим небольшие количест-
ва микрообластей (кластеров) размером -2—4,5 нм с ближним порядком по
углероду находятся на достаточно большом расстоянии (10-15 нм, см.
табл. 2.14) и обладают, согласно [50, 71], малой мощностью. Поэтому они
практически не влияют на ширину линий основной фазы и проявляются
только в увеличении фактора Дебая-Валлера. Если из анализа ширины
линий не исключать диффузные эффекты у «подножья» основных ре-
флексов, то значения Ad/d возрастают до 3-10-4 - 5-Ю"1 при старении
600 °C (1-12ч). Следует отметить, что при образовании таких кластеров с
малым периодом концентрационной волны наблюдается наибольшее уп-
рочнение в процессе старения при 600 °C, 12ч (см. рис. 2.15). Такой меха-
низм упрочнения можно объяснить перерезанием дислокаций близко рас-
положенных кластеров при деформации [68].
131
Рис. 2.35. Зависимость микроискажений ре-
шетки аустенита стали 40Х4Г18Ф2 от време-
ни отжига (старения)
Иная картина наблюдается при
старении при 700 °C. Выделение
больших по размеру частиц VC (раз-
мером до 10 нм), т. е. дефектов боль-
шой мощности, создает значитель-
ные напряжения в исходной матрице
и вызывает, наряду с ослаблением
интенсивности рефлексов, их ушире-
ние. Зависимость микроискажений от времени старения при двух темпера-
турах (600 и 700 °C) представлена на рис. 2.35 и в табл. 2.15.
Наибольшее увеличение микроискажений происходит при высокотемпе-
ратурном старении (700 °C, 1-6 ч), когда кластеры трансформируются в фа-
зу VC (при этом Ad/d растет от 1,0-КЕ4 до 9,1-10"4). Размер карбидов ванадия
достигает 7,6± 1 нм. Дальнейшее увеличение времени старения до 12 ч снижа-
ет величину микроискажений (Ad/d = 7,2-ИМ), когда наступает перестарива-
ние с коагуляцией частиц и потерей твердости. Следует отметить, что экспе-
риментально определенная усредненная величина одноосных микронапряже-
ний в состаренной при 700 °C аустенитной стали 40Х4Г18Ф2 с пределом те-
кучести около 800 МПа соответствует о0 ~ E-Ad/d ~ 200 МПа. Микрона-
пряжения, возникающие при плосконапряженном состоянии, могут равнять-
ся о ~ E/p-Ad/d ~ 714 МПа (при модуле упругости для железных сплавов
Е ~ 200000 МПа и коэффициенте Пуассона Ц ~ 0,28).
Зависимость параметра решетки и микроискажений в состаренной стали
40Х4Г18Ф2 от температуры. Была сделана попытка уменьшить величину
микроискажения, возникшего при карбидном старении в стали 40Х4Г18Ф2.
Состаренную при 700 °C (6 ч) сталь нагревали до 200,400 и 600 °C и измеря-
ли параметр решетки а и значения Ad/d при этих температурах. Как видно
в табл. 2.16, с увеличением температуры от 20 до 600 °C параметр монотон-
но возрастал от 3,6062 до 3,6501 А, а величина микроискажений Ad/d умень-
шалась от 10,3-1СН до 7,3-1 О'4. Однако охлаждение стали от 600 до 20 °C
привело к практически полному восстановлению значений а и Ad/d, что, ве-
Таблица 2.15
Микроискажепия Ad/d и параметры решетки а аустенита в закаленной
и состаренной стали 40Х4Г18Ф2, определенные методом нейтронографии при 20 °C
Параметры, обработка Закалка, 1100 °C, 2 ч 3 + С 600 °C 3 + С 700 °C Параметры, обработка Закалка, 1100 °C, 2 ч 3 + С 600 °C 3 + С 700 °C
С, 0'1 С, 6 ч
а, А 3,6136 а, А 3,6138 3,6072
Ad/d-104 1,04 Ad/d-104 0,00 9,08
С, 1 ч С, 12 ч
а, к 3,6135 3,6109 а, к 3,6135 3,6053
Ad/d-104 0,068 7,97 Ad/d-104 0,00 7,22
132
Таблица 2.16
Изменение микроискажепий Ad/d и параметра а решетки при температурах 200...600 °C
в предварительно состаренной стали 40Х4Г18Ф2
3 + С. 700 °C. 6 ч
Температура испытания, °C 21 200 400 600 20 (охлаждение после 600 °C)
а, А 3,6062 3,6164 3,6325 3,6501 3,6043
Ad/d (хЮ4) 10,3 9,0 8,5 7,3 11,5
роятно, объясняется частично сохранившейся упругой связью решеток кар-
бидов VC и аустенита. По всей видимости, для уменьшения микроискаже-
ний в состаренной стали 40Х4Г18Ф2 отжиг не эффективен - требуется оп-
тимизация режима карбидного старения.
Таким образом, среднетемпературное (600 °C, 1-12 ч) старение закален-
ной стали 40Х4Г18Ф2 приводит к существенному повышению твердости,
практически не изменяет параметра решетки аустенита и не вызывает фор-
мирования карбидной фазы. На ТЭМ-снимках обнаружен полосчатый тви-
довый деформационный контраст, связанный с образованием «макроре-
шетки» из упорядоченно расположенных предвыделений (атомных скопле-
ний, кластеров) размером до 2,5—4 нм с периодическим полем упругих иска-
жений. Высокотемпературное (700 °C, 1-12 ч) старение стали 40Х4Г18Ф2
значительно уменьшает параметр решетки аустенита, что вызвано форми-
рованием карбидов VC с выходом из матрицы до -0,25 мас.% углерода. Уве-
личение времени старения от 1 до 12 ч приводит к росту частиц VC от 6,3 до
10 нм. По морфологии и деформационному контрасту вокруг частиц опре-
делена кубическая форма частиц VC с почти симметричным полем упругой
деформации. Нейтронографическим методом определен уровень микроис-
кажений решетки Ad/d в стали 40Х4Г18Ф2 в результате старения при 600 и
”00 °C. Образование предвыделений (кластеров) при 600 °C (1-12 ч) прак-
тически не вызывает появления или роста общего уровня микроискажений
Ad/d в аустенитной марице, несмотря на наличие локальных упругих напря-
жений вокруг кластеров размером 2,5-4 нм. Наибольшее увеличение обще-
го уровня микроискажений происходит на начальных этапах высокотемпе-
ратурного старения (700 °C, 1-6 ч): Ad/d растет от 1,0-Ю*4 до 9,1-Ю"4. Даль-
нейшее увеличение времени старения до 12 ч снижает величину микроиска-
жения (Ad/d = 7,2-10 4), что объясняется перестариванием с коагуляцией ча-
стиц и потерей твердости. Максимальные значения микроискажений ре-
шетки при карбидном старении при 700 °C в стали 40Х4Г18Ф2 с пределом
текучести около 800 МПа составляют Ad/dmax ~0,09%, чему соответствуют
остаточные одноосные микронапряжения ~200 МПа.
2.3. КАРБОНИТРИДНОЕ УПРОЧНЕНИЕ
Углерод и азот образуют твердые растворы внедрения, поэтому в стали
20Г18С2Ф углерод в той или иной степени можно заменить азотом. В рабо-
те [73] изучена сталь Г18С2АФ, содержащая, мас.%: 0,05 С, 0,108 N,
133
Таблица 2.17
Изменение механических свойств при 20 °C состаренной (6 ч) стали Г18С2АФ
в зависимости от термической обработки
С,,.2 С» 5 V

МПа < &
3 380 780 45 62
3 + 650 °C + охл. до-196 °C 500 790 45 75
3 + 700 °C + охл. до-196 °C 500 800 43 73
3 + 750 °C + охл. до-196 °C 510 810 41 72
3 + 700 °C + нагр. 350 °C, 596 819 41 73
10 мин + охл. до -196 °C
18,7 Мп, 1,9 Si, 1,2 V, которую закаливали в воде от 1175 °C. Сталь содер-
жала небольшое количество углерода (неизбежная примесь при таком спо-
собе выплавки), поэтому при старении она упрочнялась частицами карбо-
нитридов ванадия V(N, С).
Повышение прочностных свойств стали Г18С2АФ после старения
(табл. 2.17) происходит за счет как выделения из твердого раствора карбони-
тридов, так и присутствия в структуре Е-мартенсита, количество которого уве-
личивается при охлаждении до -196 °C. Электронно-микроскопическое иссле-
дование показало, что по величине и морфологии карбонитриды ванадия не
отличаются от карбидов ванадия в сталях 20Г18С2Ф и 40Х4Г18Ф при соответ-
ствующих температурах старения. В сталях Г18С2АФ и 20Г18С2Ф Е-мартен-
сит выявляется на электронных микрофотографиях в виде узких пластин пра-
вильной геометрической формы с четкими границами и габитусом {111 |г Со-
поставление механических свойств этих сталей, состаренных при различных
параметрах старения показало, что при одной и той же прочности пластичес-
кие свойства первого материала выше, чем второго. Особенно заметно разли-
чаются (в 1,5-2 раза) уровни относительного сужения (рис. 2.36).
Высокий уровень относительного сужения хорошо коррелирует с харак-
300 400 500 600 700
Cj(2, Ь4Па
тером разрушения стали. Сталь Г18С2 раз-
рушается вязко после закалки и всех видов
термический обработки (см. табл. 2.17,
рис. 2.36). Диаметр ячеек колеблется в
широких пределах - от 0,5 до 8 мкм. Круп-
ные ячейки (2,5 мкм) формируются, как
правило, вокруг карбонитридов ванадия,
которые образовались при ковке или ос-
тывания слитка и не растворились полно-
стью после изотермической выдержки
Рис. 2.36. Зависимость относительного сужения щ и
относительного удлинения 8 в двухфазных (у + с)
сталях от предела текучести и02 при упрочнении за
счет карбидных (1) и нитридных (карбонитридных)
частиц (2)
134
при температуре закалки. На поверхности ячеек наблюдаются ярко выра-
женные следы пластической деформации, что свидетельствует о высокой
пластичности состаренной стали.
Таким образом, замена углерода азотом в двухфазных (у + е) стареющих
марганцевых сталях позволяет существенно повысить их пластичность. Бо-
лее высокие пластические свойства сталей с азотом можно объяснить, по-
видимому, следующими причинами.
Закономерность образования нитридов (VN) и карбидов (VC), их крис-
таллическая структура близки между собой. Они имеют ГЦК-решетку с па-
раметрами 0,406-0,414 (для VN) и 0,413-0,416 нм (для VC). Однако различ-
ное заполнение внешних электронных оболочек атомов азота и углерода
связано с тем, что азот трехвалентен, а углерод четырехвалентеп. В силу
этого связь между атомами металла и неметалла в нитридах оказывается
слабее, что проявляется в более низкой температуре устойчивого состояния
I и меньшей твердости нитридов Нц (Тм для VN составляет 2050 °C, Нц =
= 10600-13100 МПа; для VC величина Тм = 2648 °C, Нц = 16100-24800 МПа).
Можно ожидать, что уменьшение связи между атомами металла и неметал-
ла в карбопитриде, по сравнению с карбидом, обусловливает меньшее со-
противление перерезанию частиц движущимися дислокациями, что, в свою
очередь, повышает пластичность мартенситных £-кристаллов, внутри кото-
рых оказывается нитрид. При этом, возможно, снижаются внутренние на-
ряжения в кристаллической ГПУ-решетке.
Карбонитриды имеют промежуточный уровень пластичности между VC
VX. поэтому дополнительное легирование азотом стали 20Г18С2Ф поло-
жительно влияет на механические свойства. Так, сталь 20Г18АС2Ф, мас.%:
22 С; 17,9 Мп; 2,2 Si; 1,3 V; 0,10 N, после старения (650 °C, 6 ч) и охлажде-
ния до -196 °C имеет следующие механические свойства: ав = 1185 МПа,
~ =570 МПа, 5 = 43%, \|/ = 45%. Если сравнить эти данные с теми, кото-
~ е получены для стали 20Г18С2Ф (см. табл. 2.17), то оказывается, что
прочностные (©о.г) и пластические (5, V) свойства стали 20Г18АС2Ф выше
~имерно в 1,2 раза. Повышение прочностных свойств происходит благода-
р < тому, что общее содержание элементов внедрения (С + N) в стали
2 118АС2Ф больше, чем в стали 20Г18С2Ф и, следовательно, при старении
ут .личивается количество упрочняющей фазы. Возможность дополнитель-
' легирования стали 20Г18С2Ф азотом весьма ограниченна, так как азот
лышает стабильность аустенита и количество Е-мартенсита охлаждения в
~ . фазной стали уменьшается, приводя к снижению прочности.
2.4. КАРБИДНО-ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЕ УПРОЧНЕНИЕ
Бэлее высокое упрочнение аустенитных сталей можно осуществить при
“.ременном выделении двух типов частиц: карбидов и интерметалли-
. :• В работе [74] показано, что упрочнение стабильных аустенитных ста-
я. I в результате одновременного выделения карбидных и интерметаллид-
-ъ. Ютц весьма эффективно. В этом разделе обсуждаются метастабиль-
ш аустенитные стали, упрочняемые карбидными и интерметаллидными
:МИ [75, 76].
135
Выбор химического состава метастабильных аустенитных сталей оп-
ределялся следующими условиями. Наличие 10% Ni и 5% А1 достаточно
для обеспечения упрочнения интерметаллидами, а присутствие в твердом
растворе углерода и ванадия - для выделения карбидов ванадия [74]. В от-
личие от никелевых сталей, описанных выше, титан заменен алюминием,
чтобы не связывать углерод в грубые карбиды титана и обеспечить выде-
ление Ni-Al-интерметаллидов. Степень стабильности стали регулирова-
ли в основном изменением количества марганца и алюминия в твердом
растворе
Исследованные стали типа 40Г11Н10Ю5Ф, мас.%: 0,43-0,45 С,
10,70-11,85 Мп, 9,8-10,7 Ni, 1,65-1,86 V, 4,9-6,35 Al, и 40Г13Н10Ю5Ф, мас.%:
0,42-0,45 С, 13,0-13,5 Мп, 9,4-9,8 Ni, 1,8-2,0 V, 4,8-5,2 Al, в закаленном со-
стоянии имеют аустенитную ГЦК-структуру. На электронных микрофото-
графиях, как правило, вблизи контуров экстинции наблюдается контраст ти-
па ряби, обусловленный, по-видимому, появлением высокодисперсных час-
тиц уже при закалке. В структуре стали обнаружены плоские скопления дис-
локаций, дефектов упаковки, многочисленные двойники отжига, что свиде-
тельствует о достаточно низкой ЭДУ аустенита. В теле и по границам зерен
обнаружены крупные (0,1-0,5 мкм) частицы карбида ванадия, не растворив-
шиеся при гомогенизирующем отжиге и нагреве под закалку.
При деформации растяжением в закаленных сталях наблюдали измене-
ние дислокационной структуры и развитие у —» (ДД, е, сс)-превращений. При
растяжении основным механизмом деформации является скольжение дисло-
каций; при степенях деформации 10-15% они образуют несовершенную яче-
истую субструктуру. О суммарном количестве пакетов (ДД + е) можно де-
лать заключение по относительному изменению плотности растянутых до
разрыва образцов Др/р (см. гл. 1). Величина Др/р в сталях 40Г11Н10Ю5Ф,
40Х13Н10Ю5Ф составляла 3 и 9 (х1(У3) соответственно. Это указывает на су-
щественно большее количество деформационных двойников в стали с 13%
Мп, имеющей меньшую ЭДУ Количество а-мартенсита деформации после
разрыва сталей при комнатной температуре не превышает 2-3%. Такая
структура обеспечивает вязкое разрушение закаленных сталей. Уровень
механических свойств (о„ = 720-750 МПа, и02 = 300-380 МПа, 5 = 35-38%,
\|/ = 62-64%) типичен для закаленных аустенитных сталей.
Структурные изменения при старении указанных сталей аналогичны.
Поэтому электронно-микроскопическое исследование структуры будет
приведено только для стали 40Г11Н10Ю5Ф.
Отжиг при температурах 400. .450 °C продолжительностью до 100 ч не
приводил к заметному изменению структуры по сравнению с закаленным
состоянием. После изотермической выдержки при 500...550 °C на электрон-
ных микрофотографиях усиливается контраст от высокодисперсных час-
тиц. При этом видны области рассеяния в форме диффузных «сателлитов»,
расположенных симметрично вблизи брэгговских отражений у-фазы по на-
правлениям <100> обратной решетки. Если у рефлексов (200) и (020) в се-
чении обратной решетки (001)7 формируется по два сателлита вдоль [100]*
и [010] соответственно, то у рефлексов типа {220) их четыре, расположен-
ных накрест. В сечении (110)* два сателлита наблюдались только у рефлек-
136
сов (002). Интенсивность сателлитов несколько выше со стороны больших
углов дифракции. При увеличении длительности старения до 100 ч интен-
сивность контраста и сателлитов возрастает, а сами сателлиты несколько
сближаются. Ранее подобные сателлиты наблюдали на ряде сплавов и их
появление объясняли формированием трехмерной квазипериодической
(модулированной) структуры из когерентных с матрицей частиц и связан-
ных с ними упругих искажений [101]. На электронограммах сталей, соста-
ренных при 600 °C, диффузные сателлиты появляются уже после первых
часов отпуска. Около рефлексов у-матрицы со стороны меньших углов ди-
фракции наблюдаются размытые рефлексы, проипдицированные как отра-
жения от дисперсных частиц карбидов ванадия с параметром ГЦК-решетки,
примерно равным 0,415 нм.
Появление сателлитов невозможно объяснить зарождением и ростом
карбидной фазы по следующим причинам. Во-первых, сателлиты никогда
не наблюдали в аустенитных ванадийсодержащих сталях, при старении ко-
торых выделяются только карбиды ванадия. Во-вторых, одновременно с са-
теллитами на электронограммах состаренных сталей присутствует незави-
симое рассеяние от частиц VC, что свидетельствует о частичной потере ко-
герентности карбидами ванадия при достижении размеров выше критичес-
кого (3-5 им). Второе обстоятельство противоречит самой природе сател-
литов, поэтому естественным представляется предположение об одновре-
менном выделении в стали двух видов дисперсных частиц - карбидов вана-
дия и интерметаллидов на никель-алюминиевой основе, имеющих изоморф-
ную матрице ГЦК-решетку. Карбиды имеют форму, близкую к кубичес-
кой. Средний их размер, определенный по темпопольным изображениям в
рефлексах VC, возрастает по мере увеличения изотермической выдержки
при Тст= 600 °C до ~ 16 ч и составляет 8 нм. Частицы, обогащенные нике-
лем и алюминием и определяющие формирование сателлитов (обозначим
их как у'-фаза), имеют средний размер, оцененный по расстоянию между
сателлитами, равный 1-2, 2-2,5 и 3-4 нм после старения при 550 °C, 100 ч и
600 °C, 2 и 16 ч соответственно.
Матричный контраст, наблюдаемый на светлопольных электронно-мик-
роскопических изображениях стали на первой стадии старения (у+ у' + VC),
в ряде случаев имеет двухмерную или одномерную полосчатость (в зависи-
мости от условий дифракции) и тем самым свидетельствует о выстраивании
частиц во взаимно перпендикулярных направлениях типа <100>. Анализ
контраста на темнопольных изображениях в рефлексах матрицы и областях
диффузного рассеяния в виде сателлитов от у' пли в отражениях от VC по-
казал, что он обусловлен различием структурных факторов матрицы и вы-
делений. Разделить высокодисперсные частицы у' и VC по виду контраста не
удается, что свидетельствует об изоморфности частиц матрице на первой
стадии распада твердого раствора.
Увеличение времени старения стали выше 10-16 ч при 600, 650 и
700 °C приводит к изменению контраста и мпкродифракционных картин.
Это новое структурное состояние можно классифицировать как вторую
стадию распада твердого раствора. На микрофотографиях наблюдаются
два сорта частиц: равноосные и в форме пластин, ориентированных в оп-
137
Рис. 2.37. Темнопольное изображение а'-час-
тиц и карбидов VC в близко расположенных
рефлексах (011)а- и (002)Vc
ределенных кристаллографических
направлениях (рис. 2.37). Матрич-
ный контраст от равноосных частиц
наиболее заметен вдоль контуров
экстинции и ослабляется при удале-
нии от них. Более крупные выделе-
ния пластинчатой формы, напро-
тив, отчетливо наблюдаются при
удалении от контуров экстинции. Одной из причин этого может быть раз-
личие кристаллических структур матрицы и выделений.
Расшифровка полученных электронограмм позволила определить, что
указанные экстра-рефлексы принадлежат выделениям ОЦК-фазы, упоря-
доченной по типу В2, с параметром, приблизительно равным 0,286 нм. Ин-
терметаллидная а'-фаза (NiAl) с близким параметром была обнаружена в
сплавах систем Ni-Al и Fe-Ni-Al [74]. Темнопольные изображения в ре-
флексах а'-фазы имеют пластинчатую форму и выделяются кристаллогра-
фически ориентированно. Ориентационные соотношения (о.с.) между кри-
сталлическими решетками^ а'-фазы и у-матрицы близки к о.с. Курдюмо-
ва-Закса: (110)у II (111)а; [111]у II [110]а. Габитус частиц близок к {111 }у. При
выполнении следового анализа большого количества электронно-микро-
скопических изображений был сделан вывод о том, что а'-частицы имеют
форму пластин-реек, длинной осью <112>а- вытянутых в направлении, близ-
ком <112>у.
Исследование механизма и кинетики выделения фаз VC и а' показыва-
ет, что размеры карбидов и интерметаллидов увеличиваются с повышени-
ем температуры и продолжительности старения (табл. 2.18) и преимущест-
венно гомогенный механизм зарождения частиц постепенно сменяется на
гетерогенный. В последнем случае крупные частицы располагаются по де-
фектам кристаллической структуры стали: границам зерен и двойников от-
жига. Следует отметить, что а'-частицы декорированы более дисперсными
карбидами VC по межфазным границам у/a', по-видимому, уже некогерент-
ными. Карбиды ванадия по отношению к коагуляции более устойчивы, чем
а'-частицы.
Таким образом, структурные изменения стали типа 40Г11Н10Ю5Ф при
распаде твердого раствора сводятся к следующему. Старение стали проте-
кает в две стадии. На первой стадии одновременно выделяются дисперсные
карбиды ванадия и интерметаллидные частицы у'(Ni-Al), ориентационно
связанные с матрицей и изоморфные с ней. Гомогенно выделяющиеся вы-
сокодисперсные частицы у' и VC, частично или полностью когерентные с
аустенитной матрицей, образуют трехмерную периодическую структуру.
На второй стадии старения у'-частицы заменяются а'-интерметаллидными,
имеющими форму пластин-реек и структуру В2. Увеличение продолжи-
тельности и температуры старения на второй стадии распада твердого рас-
138
Таблица 2. IS
Средние размеры выделений VC и Ot'(NiAI) в состаренной по разным режимам
стали 40Х11Н10105Ф, закаленной от 1150 °C
<4за Средние размеры, нм С, 600°С С. 650°С С,700°С
2 ч 8 ч 16 ч 2 ч 6 ч 8 ч 2 ч 6 ч 8 ч
\с d 5 7 8 7 8 9 7 9 10
а' L, — — — 6 7 7 5 8 8
а' l2 — — — 20 30 35 12 40 70
а' U - - - 50 80 90 30 90 150
Таблица 2.19
Механические свойства и величина относительного изменения плотности Др/р
состаренных при 600 °C сталей (испытания при комнатной температуре)
Время старения, ч О. О<1.2 8 V

МПа %
Сталь 40Г13Н10Ю5Ф
2 950 680 25 55 9
6 1200 1000 18 50 7
10 1340 1200 12 30 5
20 1550 1450 10 12 3
Сталь 40Г11Н10Ю5Ф
2 950 650 24 47 2
5 1250 1050 12 20 1
твора постепенно повышает неравномерность распределения частиц внут-
ри и по границам зерен и приводит к их коагуляции. Для карбидных частиц
у казанные процессы выражены слабее.
Структурные изменения, происходящие при распаде твердого раствора,
влияют на механические свойства исследованных выше сталей. Наиболее
высокие прочностные свойства стали имеют в переходном состоянии (от
первой стадии распада ко второй), когда структура стали характеризуется
наличием большого количества высокодисперсных частиц VC, у', а'. На-
пример, после старения сталей при 600 °C продолжительностью более 10 ч
предел текучести возрастает, по сравнению с закаленным состоянием, бо-
лее чем в 3 раза (рис. 2.38, табл. 2.19).
Для идентификации фаз, выделившихся на второй стадии, была снята
серия электронограмм, отвечающая различным сечениям обратной решет-
ки. Вблизи рефлексов у-матрицы наряду с рефлексами от карбида VC обна-
ружены сетки дополнительных рефлексов.
Высокие прочностные свойства (<у02 > 1200 МПа, > 1400 МПа) достига-
ются уже после двухчасового старения при 650 °C. При более высокой тем-
пературе старения (Тст = 700 °C), когда заметнее выражены процессы коагу-
ляции карбидных и интерметаллидных частиц, прочностные характеристики
139
Рис. 2.38. Зависимость прочностных (а) и пластиче-
ских (б) свойств стали 40Г11Н10Ю5Ф от продолжи-
тельности старения при 600(1), 650(2) и 700(3)°С
уменьшаются (см. рис. 2.38). Так, предел
текучести стали 40Г11Н10Ю5Ф, состарен-
ной при 700 °C в течение 7 ч, составляет
1050 МПа, что на 100 МПа меньше сг02, по-
лученного при той же изотермической вы-
держке при 600 °C, и на 350 МПа меньше,
чем при Тст = 650 °C. В целом же для этих
сталей характерно, что значения предела
текучести с02 > 1200 МПа устойчиво вос-
производятся в достаточно широком диа-
пазоне температур старения. Возможность
достижения высокой прочности с помо-
щью простой термической обработки яв-
ляется основным преимуществом аусте-
нитных сталей, упрочняемых карбидно-ин-
терметаллидным старением.
Упрочнение состаренных сталей со-
провождается снижением пластичности.
Относительное удлинение и относитель-
ное сужение уменьшаются с возрастани-
ем времени изотермической выдержки
(см. рис. 2.38, табл. 2.19). Изменение ха-
рактера разрушения стали коррелирует со снижением пластических
свойств. Вязкий транскристаллитный излом в стали 40Г11Н10Ю5Ф, типич-
ный для закаленного состояния, сохраняется после продолжительного ста-
рения при 600 °C, а затем заменяется смешанным изломом (при т > 4 ч). До-
ля хрупкого разрушения возрастает по мере увеличения изотермической
выдержки при 600 °C и после 15 ч старения излом становится преимущест-
венно хрупким с развитием трещин по границам зерен. Кроме уменьшения
8 и V соответственно меняется ударная вязкость. Ее значения уменьшают-
ся с 3,0 до 0,8-0,5 МДж/м2 после старения при 600 °C в течение 6-20 ч.
Снижение пластических свойств и характера разрушения стали обус-
ловлено охрупчивающим действием упрочняющих фаз, выделяющихся
внутри и, особенно, по границам зерен. Кроме того, на уровень относи-
тельного удлинения и относительного сужения влияют структурные изме-
нения, происходящие в ходе пластической деформации при испытании ме-
ханических свойств.
Количество а-мартенсита деформации не зависит от режима термичес-
кой обработки и составляет 2-3%. Величина Др/р, измеренная на образцах
после разрыва в состаренной стали, меньше, чем в закаленной, и снижается
по мере развития процессов дисперсионного твердения (см. табл. 2.19). Та-
кое изменение обусловлено, по-видимому, двумя причинами. Во-первых,
уменьшением степени деформации при растяжении (8 уменьшается при ста-
140
Рис. 2.39. Зависимость механических свойств
предварительно состаренной (600 °C, 5ч) ста-
ли 40Г11Н10Ю5Ф от температуры испытания
рении) и, во-вторых, влиянием про-
цесса стабилизации (на ранних ста-
диях распада твердого раствора) и
дестабилизации (на более поздних
стадиях распада) аустенита при фа-
зовом у —> (ДД, Е, сс)-превращении,
как в стали типа 40Х4Г18Ф.
Данные табл. 2.19 позволяют установить корреляцию между пластичес-
кими свойствами и количеством деформационных двойников (величиной
Др/р), образующихся в сталях при растяжении. Так, после старения сталей
40Г13Н10Ю5Ф и 40Г11Н10Ю5Ф при 600 °C в течение 5-6 ч их прочностные
свойства примерно одинаковы: <5„ = 1100-1250 МПа, <т0 2 = 1000-1050 МПа.
При этом величина Др/р выше, а относительное удлинение 8 и, особенно,
относительное сужение в последней стали существенно ниже (в первой
стали 8 = 18%, = 50%, Др/р = 7x10'3; во второй стали 8 = 12%, \|/ = 20%,
Др/р - ЮхЮ-3). Уменьшение относительного удлинения произошло, види-
мо, из-за интенсификации у —> (ДД, Е, ос)-превращения, а снижение уровня
относительного сужения обусловлено значительным (почти в 1,5 раза) уве-
личением количества пакетов (ДД + е), которые охрупчивают сталь так же,
как это наблюдается в стали 40Х4Г18Ф.
Изменение стабильности аустенита за счет снижения температуры рас-
тяжения существенно влияет на пластические свойства стали. Значения ов
и (502 в стали 40Г11Н10Ю5Ф монотонно повышаются с понижением Т„с
(рис. 2.39), что характерно для аустенитных сталей, тогда как на темпера-
турной зависимости пластических свойств наблюдаются два максимума,
каждый из которых связан с определенными механизмами пластической де-
формации.
Аустенит состаренной (650 °C, 5 ч) стали 40Г11Н10Ю5Ф стабилен при
температуре испытания Тис - 300 °C. С понижением Тис от 300 до 20 °C за-
метно усиливается тенденция к замене ячеистого распределения дислока-
ций на равномерное и все более интенсивно развивается деформационное
двойникование. Оптимальная кинетика процесса у —> (ДД, Е, ос) имеет мес-
то, по-видимому, при Т11С = 80 °C, чем и обусловлено увеличение пластич-
ности стали (см. рис. 2.39). При уменьшении Тис ниже 80 °C интенсивность
у —> (ДД, Е, ос)-превращения возрастает, что обусловливает снижение плас-
тических свойств, как это наблюдается в закаленной стали 40Х4Г18Ф и со-
старенной 20Г18С2Ф.
В процессе деформации при температурах ниже комнатной развивается
мартенситное превращение у —» ос, оптимальная кинетика которого наблю-
дается, по-видимому, при Т11С = -60 °C. В результате этого мартенситного
у —> ос-превращения происходит новое увеличение (по сравнению с Т„с =
= 20 °C) пластических свойств (см. рис. 2.39). При Т„с > -60 °C уменьшают-
ся как количество ос-мартенсита деформации, так и величины относитель-
141
кого удлинения и сужения. Уменьшение относительного удлинения в дан-
ном случае нельзя объяснить так, как это сделано ранее (см. гл. 1) для зави-
симости 8 = f(T„c), поскольку интенсивность у —> ос-превращения и количе-
ство ос-фазы в разорванных образцах уменьшается. Наблюдаемые измене-
ния можно, по-видимому, связать с тем, что при Тис< -80 °C происходит пре-
вращение парамагнитного аустенита в антиферромагнитный (уп —> уа), о чем
свидетельствует перегиб на дилатометрических кривых состаренного аус-
тенита в интервале температур от 20 до -196 °C. По-видимому, из двух ком-
позиций уп + ос и уа + ос последняя обладает более низкой пластичностью.
Этим можно объяснить снижение относительного сужения при Тис< -80 °C.
Таким образом, использование карбидно-интерметаллидного старения
метастабильных сталей позволяет получить в неферромагнитном материале
достаточно высокий комплекс механических свойств: о02 = 900-1500 МПа
при 8 = 25-10% и \|/ = 50-20%. Причем повышенные значения прочности и
пластичности могут быть обеспечены в области отрицательных температур
(-40...-80 °C), что связано с развитием мартенситных превращений при пла-
стической деформации.
В заключение необходимо отметить следующее. В метастабильных
аустенитных никелевых сталях при распаде твердого раствора наблюдает-
ся одновременное повышение прочностных свойств и относительного удли-
нения. Аномальное, по сравнению со стабильными аустенитными сталями,
изменение механических свойств обусловлено мартенситным у —> ос-превра-
щением при растяжении. В этих сталях после режимов термической обра-
ботки, обеспечивающих одновременное повышение прочности и относи-
тельного удлинения, наблюдается вязкое разрушение, высокие уровни от-
носительного сужения и ударной вязкости.
В состаренных метастабильных марганцевых сталях, содержащих 0,4% С
и более, мартенситное превращение, протекающее при растяжении, увели-
чивает предел текучести, но снижает относительное удлинение. Повыше-
ние относительного удлинения и прочности одновременно обусловлено об-
разованием только деформационных двойников. Поэтому вязкое разруше-
ние сталей, высокие значения относительного сужения и ударной вязкости
наблюдаются только в случае сохранения однофазной (аустенит и деформа-
ционные двойники) структуры при растяжении.
В марганцевых сталях, содержащих менее 0,25% С, мартенситное у—> (е, ос)-
превращение, протекающее при растяжении, определяет одновременное увели-
чение временного сопротивления и относительного удлинения так же, как и в
никелевых сталях. Повышение температурного интервала старения обеспечи-
вает одновременное увеличение прочности и относительного сужения.
Старение никель-марганцевых сталей, упрочняемых за счет одновремен-
ного выделения из твердого раствора интерметаллидов и карбидов, развива-
ется в две стадии. На первой стадии распада твердого раствора образуются
дисперсные карбиды и интерметаллидные у'-частицы, изоморфные матрице,
а на второй стадии старения метастабильные у'-интерметаллиды превраща-
ются в стабильные 11-частицы с другой кристаллической решеткой и морфо-
логией. Оптимальное сочетание прочностных и пластических свойств дости-
гается па этапе перехода от первой стадии старения ко второй, когда струк-
142
тура стали характеризуется наличием в аустените высокодисперсных интер-
металлидных (у' и т)) и карбидных (VC) частиц, равномерно распределенных
по объему матрицы. Одновременное увеличение прочности (<5В, s02) и плас-
тичности (8, \|/) обеспечивается превращением у —> (ДД) при температурах
растяжения выше комнатной и у —> (е, ос)-превращением при Т1)С < 20 °C.
2.5. УПРОЧНЕНИЕ НАНООКСИДАМИ
Упрочнение металлов и сплавов нанооксидами эффективно повышает
прочность и жаропрочность, так как оксиды практически не коагулируют
и не растворяются с металлической матрице даже при нагреве до предпла-
вильных температур. Однако увеличение прочности с помощью наноокси-
дов нельзя обеспечить обычным старением в сталях и сплавах, получен-
ных металлургическим способом. Приходится вводить дисперсные окси-
ды, используя порошковую металлургию, включающую спекание смеси
порошков сплавов и оксидов [77]. Как отмечено в монографии [77], впер-
вые об упрочнении вольфрама оксидами тория ThO2 с применением по-
рошковой металлургии было сообщено в 1910 г. [78]. В 1949 и 1961 гг. бы-
ли выполнены работы соответственно по упрочнению алюминия оксида-
ми А12О3 [79] и упрочнению никеля оксидами Т11О2 [80]. Предварительное
дробление смеси порошков суперсплава и иттрий-алюминиевых оксидов в
шаровой мельнице, предшествующее последующему спеканию дисперс-
ной смеси, выполнялось основоположником метода механического леги-
рования John.S. Benjamin [81] начиная с 1966 г. [1]. В фирме “International
Nickel Company (INCO)” в 1966 г. им был получен упрочненный оксида-
ми 5А12О3-ЗУэ03 и интерметаллидами Ni3Ti(Al) жаропрочный супер-
сплав INCONEL МА6000 (Ni-15Cr-4W-2Mo-2Ta-4,5Al-2,5Ti-l,l Y2O3) с
ГЦК-решеткой. Недостатком спеченных с оксидами жаропрочных спла-
вов являлось серьезное ухудшение пластичности, ударной вязкости и тре-
щиностойкости [82]. Это объясняется неоптимальным составом жаро-
прочных сплавов, которые планировалось дополнительно упрочнять с по-
мощью специальных оксидов.
В последнее время создаются специальные дисперсно-упрочненные ок-
сидами (ДУО) жаропрочные нержавеющие стали для ядерных и термо-
ядерных реакторов. В частности, США, Япония, Китай, Бельгия, Франция,
Россия разрабатывают реакторные малоактивируемые стали, содержа-
щие, мас.%: 9-15Cr, -2W, V, Та и до -0,3 иттрий-титановых оксидов разме-
ром 3-5 нм. Реакторные ферритные ДУО-стали известны с 1970 г. [83].
Основная проблема получения качественных ДУО-сталей - равномерное
распределение дисперсных упрочняющих оксидов размером 3-5 нм с меж-
частичным расстоянием -10-20 нм. Следует отметить, что такие наноокси-
ды нельзя получить обычным дроблением порошка в мельницах. Считает-
ся, что они получаются в два этапа: в результате растворения исходных
крупных оксидов в стали при помоле в мельнице с последующим выделени-
ем нанооксидов (3-5 нм) при высокотемпературном спекании. О возможно-
сти растворения первичных оксидов при деформации в мельницах сообще-
но в работе [84]. Возможность растворения оксидов в стальной матрице при
143
холодной деформации требует дополнительных доказательств. Характери-
стики структуры и свойств исследованных реакторных ДУО-сталей пред-
ставлены в работах [85-89].
2.5.1. О технологии получения дисперсно-упрочпеппых
оксидами сталей
Одной из важнейших характеристик дисперсионно-твердеющих реак-
торных сталей является сопротивление ползучести при 500-750 °C, опреде-
ляемое устойчивостью структуры упрочненных частицами сталей при по-
вышенных температурах и нагрузках. Обычно используемые для упрочне-
ния частицы дисперсных интерметаллидов или карбидов при температурах
более 700 °C начинают коагулировать и растворяться. В связи с этим все
большее внимание уделяется дисперсно-упрочненным оксидами (ДУО) ре-
акторным сталям, получаемым методом механического легирования
[90-104]. Во многих случаях для упрочнения используются наноразмерные
(3-5 нм) оксиды иттрия и титана, которые, в отличие от карбидов, нитридов
и интерметаллидов, не коагулируют и не растворяются в стальной матрице
вплоть до температуры 1300 °C [101]. ДУО-стали, предназначенные, напри-
мер, для реакторов на быстрых нейтронах сохраняют повышенную стой-
кость к радиационному распуханию и имеют высокие характеристики жа-
ропрочности и сопротивления ползучести.
Технология производства ДУО-сталей включает в себя механическое
легирование порошков в шаровых мельницах с последующим их компакти-
рованием в особых условиях. Важнейшим фактором, влияющим на свойст-
ва ДУО-сталей, является обеспечение деформационного растворения до-
статочно крупных исходных оксидов иттрия в стальной матрице при дли-
тельном размоле смеси порошков в мельницах и последующего их выделе-
ния (при комп актировании и спекании механолегированных порошков ста-
ли) в виде упрочняющих наночастиц сложных оксидов размером 2-5 нм.
В качестве примера рассмотрим опытную технологическую цепочку [89]
получения дисперсно-упрочненного оксидами реакторного материала на
примере ферритно-мартенситной стали ЭП-450 (12Х13М2ФБР), предназна-
ченной для чехлов тепловыделяющих сборок реактора БН-600.
Механическое легирование порошка стали ЭП450 в смеси с частицами
оксидов У2О3 размером до 80 нм (в количестве 0,25 мас.%) проводили в ви-
брационной высокоэнергетической мельнице в атмосфере аргона [89]. Ме-
лющими телами были стальные шарики размером 10-20 мм. Соотношение
массы мелющих тел к массе порошка составляло 15:1. Механическое леги-
рование проводили в течение 30 ч без промежуточных вскрытий мельницы.
После этого осуществляли рассев полученного порошка на ситах. Для про-
изводства компактного образца использовали самую мелкую фракцию раз-
мером меньше 200 мкм. Помимо оксида иттрия, в шихту перед механичес-
ким легированием вводили гидрид титана в количестве 0,8 мас.%. Присут-
ствие титана способствует получению более дисперсных и стабильных час-
тиц иттрий-титановых оксидов Y2TiO5 при последующей термомеханичес-
кой обработке порошков при компактировании и спекании материала при
144
Рис. 2.40. Темнопольное изображение окси-
дов Y2TiO5 в ферритном зерне стали
Х13В2Т1-ДУО
высокотемпературном экструдиро-
вании [101, 102].
Следует отметить, что механиче-
ское легирование китайских ДУО-
сталей обычно производится с ис-
пользованием порошков чистых ме-
таллов (Fe, Сг, Mo, Ti и др.) с разме-
рами частиц 4-60 мкм и нанооксидов
иттрия размером менее 30 нм [85].
После помола в атмосфере аргона
смеси металлических порошков с нанооксидами иттрия в течение 48 ч, де-
газации механолегированного порошка в вакууме при 450 °C и спекания по-
рошка при гидроэкструзии при 1000...1100 °C (с одновременным выделени-
ем упрочняющих оксидов Y2TiO5 размером ~3 нм - см. рис. 2.40), были из-
готовлены образцы для определения структуры и механических свойств. В
полученных таким способом дисперсно-упрочненных оксидами (ДУО) ста-
лях с ОЦК-решеткой Х13М2Т2, Х13М1Т1 и Х13В2Т1 содержалось упроч-
няющих нанооксидов соответственно 0.06, 0.16 и 0.30% [100]. Разное коли-
чество нанооксидов Y2TiO5предопределило различное упрочнение сталей в
результате дисперсионного твердения (табл. 2.20). Прочностные свойства
связаны также со степенью возврата или рекристаллизации ДУО-сталей во
время высокотемпературной термомеханической обработки.
Для создания ДУО-сталей на первом этапе обработки в мельнице не
обязательно растворять в матрице оксиды иттрия с высокой межатомной
связью. Новый подход к созданию ДУО-сталей и сплавов [105-110] заклю-
чается в том, что в качестве носителя кислорода при механическом легиро-
вании используются не оксиды иттрия с высокой энергией межатомной свя-
зи, а малоустойчивые оксиды железа, которые при холодной деформации
растворяются существенно легче в металлической матрице, чем оксиды ит-
трия или титана. Последующий отжиг механически легированной кислоро-
дом стали должен привести к выделению упрочняющих нанооксидов ит-
трия (титана), если эти элементы предварительно введены в состав стали.
Таблица 2.20
Механические свойства ДУО-сталей при 20 и 650 °C
Сталь т„„°с с. С0.2 8, %
МПа
Х13М2Т2-ДУО 20 1125 925 17,4
Х13М2Т2-ДУО 650 407 — 28,6
Х13М1Т1-ДУО 20 1360 1272 14.8
Х13М1Т1-ДУО 650 525 490 27,3
Х13В2Т1-ДУО 650 547 515 22,8
145
2.5.2. Формирование аустенитных ДУО-сталей
с использованием механического легирования
в смеси порошков Fe2O3-Fe-35Ni-3Ti(Zr)
В качестве металлических матриц были выбраны тройные аустенит-
ные сплавы FeNi35Ti3 (34,7 мас.% Ni, 2,6 мас.% Ti, остальное - Fe) и
FeNi35Zr3 (35,5 мас.% Ni, 3,5 мас.% Zr, остальное - Fe) [111]. Выбор Fe-Ni-
инваров и их легирование титаном и цирконием обусловлены следующи-
ми причинами [111]. С одной стороны, в выбранных ГЦК Fe-Ni-сплавах
магнитные характеристики (температура Кюри, внутреннее поле на ядре
57Fe) сильно зависят от содержания никеля, что важно для проведения мес-
сбауэровского анализа концентрационных изменений по Ni при выделе-
нии или растворении интерметаллидов Ni3Ti(Zr) при механосинтезе (МС).
С другой стороны, элементы легирования (титан и цирконий) обладают
повышенной способностью образовывать специальные нанооксиды, уп-
рочняющие ODS-сплавы [108]. Образцы Fe-Ni-Ti(Zr)-cmiaBOB предвари-
тельно подвергали закалке в воду от 1323 К. При этом в сплаве Fe-Ni-Ti
успевают возникнуть дисперсные частицы у '-фазы Ni3Ti, а в сплаве
Fe-Ni-Zr - интерметаллиды Ni3Zr. Сплавы Fe-Ni-Me измельчали напили-
ванием с последующим отсевом крупной фракции для получения дисперс-
ного порошка с размером частиц ~10 мкм. Порошок смешивали с окси-
дом железа Fe2O3 особой чистоты (99,95%) (размер частиц ~20 мкм) в со-
отношении 70 мас.% сплава и 30 мас.% оксида. Большое количество окси-
дов (до 30%) использовали для облегчения мессбауэровского анализа фа-
зовых превращений при деформации.
Исходные порошки подвергали интенсивной холодной пластической де-
формации (ИХПД) при 300 К с помощью сдвига под давлением (СД) в нако-
вальнях Бриджмена и помола в шаровой мельнице (ШМ). СД осуществлялся
при давлении Р = 8 ГПа. Скорость вращения наковален со ~ 1 об/мин, число
оборотов п = 10, что соответствовало степени истинной деформации е = 7,8.
В результате воздействия получали монолитные диски с металлическим бле-
ском диаметром 5 мм и толщиной —100 мкм.
Обработку порошковых смесей проводили в ШМ марки «Pulverisette-7».
Скорость вращения задавали равной 3800 об/мин, использовали стаканы
объемом 50 мл и шары диаметром 10 мм в количестве 15 штук. Гарнитура
мельниц была изготовлена из высокопрочной стали ШХ-15. Помол осуще-
ствляли при соотношении массы шаров и порошка 6:1 после откачки возду-
ха в нейтральной среде аргона.
Синтезированные деформацией образцы изучали методами мессбауэ-
ровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа (РСА), трансмис-
сионной электронной микроскопии (ТЭМ) [111]. Мессбауэровские спект-
ры снимали в геометрии на пропускание у-квантов с энергией Е = 14,4 кэВ
от источника 57Со(Сг) в режиме постоянных ускорений. Спектры модели-
ровали стандартной аппроксимацией линиями лоренцевой формы с ис-
пользованием прикладного пакета программ MS-Tools [112], позволяюще-
го восстанавливать функцию плотности вероятности распределения пара-
метров резонансных линий поглощения. Определяли следующие мессбау-
146
эровские параметры: изомерный сдвиг Is, квадрупольное расщепление Qs,
эффективное магнитное поле Н и парциальный вклад компонент спектра
Sj. Для анализа состава ГЦК-матрицы Fe-Ni-сплавов в квазибинарном при-
ближении использовали резкую зависимость от содержания никеля сред-
невзвешенного эффективного магнитного поля <Н> [113], которое было
рассчитано по формуле
<Н> =
н
11
max
jHp(H)dH
/н.„,
/ Jp(H)dH,
/
где р(Н) - функция плотности вероятности распределения эффективного
магнитного поля.
Механоактивирусмый синтез в системах Fe2O3-Fe-Ni-Me(Ti, Zr) при
сдвиге под высоким давлением. Ранее [108, 109, 114] установлено, что ис-
пользование при механосинтезе (МС) смеси порошков гематит - титан, цир-
коний, легированная ОЦК-сталь приводит к распаду и растворению первич-
ных оксидов железа, выделению вторичных оксидов химически активных
элементов. По этой причине выглядит резонным применение гематита как
малоустойчивого оксида и при МС с аустенитными сталями, имеющими
ГЦК-решетку.
На рис. 2.41 представлены мессбауэровские спектры смеси Fe2O3 -
Fe-Ni-Ti до МС (а) и после нее (б), а также после МС и последующего
отжига при 970 К (в). Спектр смеси описывается суперпозицией сексте-
та с уширенными линиями, отвечающего аустенитному сплаву Fe-Ni-Ti,
и секстета гематита с полем Н = 511 кЭ. Среднее эффективное поле
<Н> у-матрицы FeNi35Ti3 равно 170 кЭ (см. рис. 2.41, а), что отвечает со-
держанию в матрице 33 мас.% Ni. Пониженная на 2% концентрация Ni
в исходном аустените объясняется частичным выделением Ni3Ti при
закалке.
После СД (см. рис. 2.41, б) среднее поле матрицы сплава Fe-Ni-Ti увели-
чивается до 270 кЭ, что объясняется повышением концентрации никеля в
матрице в результате растворения фазы Ni3Ti. Возможно также частичное
растворение оксида железа в матрице, которое мессбауэровским методом
не фиксируется. В спектре синтезированного образца наблюдается допол-
нительный секстет с мессбауэровскими параметрами, близкими к парамет-
рам a-Fe (Н = 332 кЭ), что можно объяснить появлением восстановленного
a-Fe (12%) на месте частиц оксида Fe2O3 или образованием мартенсита де-
формации при воздействии СД.
Секстет гематита трансформируется в суперпозициопный спектр магне-
тита Fe3_yO4 (A/В), при этом парциальный вклад оксидных компонент прак-
тически не меняется. Постдеформационный отжиг, осуществляемый выше
интервала обратного мартенситного а-у-превращения (при температуре
973 К), должен привести к исчезновению а-мартенсита. Но oc-Fe остается в
основном в отожженном образце. Следовательно, a-Fe является продуктом
окислительно-восстановительной реакции, а не результатом образования
a-мартенсита деформации.
147
, ..П {Fc3_yO4(A/B) ' , Г .-1-^ IFe3_yO4(A/B)
i—»—i—т—r—iCX-Fc(Ni) ।—।—r—i—i—i cc-Fc(Ni)
?=? (Fc3_yO4(A/B) , 1 , .i.,.'.ZV=?|Fcv yO„(A/B)
-10 -5 0 5 10 -10 -5 0 5 10
v, mm/c
Рис. 2.41. Мессбауэровские спектры механосинтезированных сплавов на основе
смесей Fc2O3 - FcNi^Tij (а - д) и Fc2O3-FeNi35Zr3 (е - к).
Обработка: а, е - исходные смеси; б, ж - СД при 8 ГПа, п = 10; в, з - СД + отжиг 970 К. 30 мин; г,
и - помол в ШМ, 4 ч; д, к — помол + отжиг 970 К. 30 мин
Таблица 2.21
Интегральные интенсивности компонент мессбауэровских спектров МС образков*,
полученных деформацией сдвигом под давлением (СД)
и в шаровых мельницах (HIM)
К мпоненты спектра СД, 8 ГПа СД + отжиг Помол в ШМ, 4ч Помол + отжиг
Fe ,О4 (А/В) 28/5 8/7 5/3 4/3
i-Fe Xi) 12 9 13 11
-e-Xi-Me(Ti) 55 58 62 78
-- «о 0 18 17 4
: в. ,о4(а/в) 27/4 5/4 9/4 4/3
-F. Xi) 11 10 23 10
- -Xi-Mc(Zr) 58 бб 40 49
Fe .,O 0 15 24 34
• I - образец 30% Fe,O, - 70% Fe-Ni-Ti; 2 - образец 30% FeO - 70% Fe-Ni-Zr.
Отжиг образца существенно снижает вклад компоненты магнетита
~ в 3 раза) в мессбауэровский спектр (табл. 2.21), при этом усиливается
» энсивность вюститного дублета. Заметного уменьшения среднего поля
Н> аустенитной матрицы не отмечено. Следовательно, отжиг деформи-
рог энного сплава не приводит к выходу никеля из у-твердого раствора за
_ л образования интерметаллида Ni3Ti. Это говорит о том, что титан свя-
31 эется не с никелем, а с кислородом, образуя оксид TiO2, что также под-
_ "ждается рентгеновскими исследованиями.
Согласно приблизительной оценке, в соответствии со стехиометрией кис-
Крол из распавшегося гематита (содержание ~20%) переходит в вюстит
4“ 10%), оксид титана TiO2 (~3%) и магнетит. Таким образом, формирование
) обнаруживается в мессбауэровском эксперименте только косвенно. Од-
жи 1 этот результат является надежным, так как иначе в процессе старении
"О К мы наблюдали бы образование большого количества интерметал-
лсиых частиц Ni3Ti, которые снижают концентрацию никеля в Fe-Ni-Ti-ма-
тр» зе. что легко обнаруживается мессбауэровским методом [113].
Для создания дисперсно-упрочненного оксидами аустенитного сплава
х- тенилось также легирование Fe-Ni-матрицы цирконием. Этот выбор
_товлен как высокой способностью циркония к окислению, так и воз-
• жностью формирования интерметаллида Ni3Zr. На рис. 2.41, е - з, приве-
зены мессбауэровские спектры смеси Fe2O3 - Fe-Ni-Zr) до СД (е) и после
•.. ж), а также после СД и отжига (з). Как и в сплаве Fe-Ni-Ti, деформа-
ххэнное воздействие резко увеличивает среднее поле <Н> (от 190 до
25 ) кЭ), что вызвано растворением интерметаллида Ni3Zr и ростом содер-
ия никеля в матрице. Так же, как и в Fe-Ni-Ti-аустените, в спектре вы-
э.’яется компонента с эффективным полем, близким к cx-Fe (11%). После
. -жига количество магнетита заметно уменьшается и возрастает количест-
во вюстита. Интерметаллидное старение с выделением фазы Ni3Zr, так же
как в МС сплаве Fe-Ni-Ti, практически не происходит, поскольку спектр
м Т)1щы Fe-Ni-Zr не претерпевает изменений. Цирконий связывается в ок-
опы ZrO2npn МС и отжиге.
149
Интенсивность отн. ед.
Рис. 2.42. Рентгеновские днфрактограммы механоеннтезированных сплавов на основе сме-
сей FejOj + FcNi3STi3 (а - б, д - е) и Fe2O3- FeNi,5Zr3» (в - г, ж - з).
Обработка: СД при 8 ГПа, п = 10 (а, в): СД + отжиг при 970 К, 30 мин (б, г); помол в ШМ, 4 ч (д, ж); помол в 1ИМ + от-
жиг при 970 К, 30 мин (с, з)
2000
1000
0
О 40 60 80 100
20,град
Мехапоактивируемый синтез в системах Fe2O3-Fe-Ni-Me(Ti, Zr) при
помоле в шаровой мельнице. Шаровые мельницы широко используются
для МС для создания ДУО-сплавов. Однако механоактивация в мельницах
может сопровождаться разогревом, особенно в локальных областях в мо-
мент ударного воздействия шаров. Для изучения процессов МС в мельницах
и, особенно, для выяснения влияния температурного фактора были выпол-
нены эксперименты на системах, подобных полученным ранее методом СД.
На рис. 2.41, г-д, представлены мессбауэровские спектры МС образцов
из смеси Fe2O3 - Fe-Ni-Ti, полученных в ШМ в результате механического
легирования в течение 4 ч и последующего отжига при 973 К, 30 мин. Мес-
сбауэровские данные отражают, как и случае СД, развитие аналогичных
фазовых превращений в ШМ. Наблюдается увеличение <Н> матрицы от
239 до 285 кЭ, что связано с растворение фазы Ni3Ti. Появляется секстет с
полем, близким к полю восстановленного О’-Fe (11%). Гематит переходит в
нестехиометрический магнетит. Однако, в отличие от воздействия СД, в ре-
зультате помола в мельнице формируется значительное количество вюсти-
та. При отжиге в МС-образцах количество вюстита сильно уменьшается,
однако величина <Н> матрицы не изменяется (см. рис. 2.41, д, табл. 2.21).
Отсутствие изменения <Н> в Fe-Ni-Ti-матрице после нагрева до 973К так-
же. как и при отжиге в деформированных СД образцах, объясняется окис-
лением титана (с образованием оксида TiO2), который не участвует в интер-
металлидном старении и не выводит никель из твердого раствора. Таким
образом, результат МС в ШМ в фазовом отношении очень близок резуль-
тату, полученному при СД с последующим отжигом (рис. 2.41, в). Результа-
ты МС смеси в ПШМ позволяют объяснить фазовые превращения в мель-
нице локальным повышением температуры и более развитой реакционной
"оверхностью обрабатываемых порошков.
Мессбауэровские спектры образцов, полученных из смеси
Fe2O3-Fe-Ni-Zr в результате помола в ПШМ в течение 4 ч и постдеформа-
пионного отжига приведены на рис. 2.41, и - к. Спектр образца после ПШМ
близок к спектру, полученному на системе Fe2O3-Fe-Ni-Ti. Вклады компо-
нент с полями, близкими к полям cz-Fe и вюстита, в МС-сплавах с Zr не-
сколько больше, чем в сплавах с Ti. Среднее поле <Н> ГЦК-матрицы воз-
растает существеннее (от 216 до 290 кЭ). При отжиге поле <Н> Fe-Ni-Zr-
матрицы мало изменяется, что свидетельстует об отсутствии интерметал-
тидного старения по указанной ранее причине. Результат отжига оказыва-
ется отличным от последствий отжига системы с титаном: количество a-Fe
стекается более чем в 2 раза, вклад вюстита растет, а содержание магнети-
та уменьшается. Можно сделать вывод о том, что уже при измельчении в
ПШМ весьма активно идет окисление циркония, вследствие чего интенсив-
нее восстанавливается a-Fe. Последующий отжиг приводит лишь к перерас-
пределению элементов в структуре сплава. Выделившееся железо отчасти
~ереходит в вюстит, а цирконий, образовав оксид при помоле, уже не при-
нимает участия в механохимических реакциях. Формирующийся при МС
бюстит имеет необычно большое по величине квадрупольное расщепление,
что свидетельствует о заметном отклонении решетки от кубической и о по-
явлении нестехиометрии, которую в значительной степени уменьшает
151
отжиг (см. табл. 2.21). Можно допустить, что повышение стехиометрии свя-
зано с частичным устранением дефицита катионов в вюстите за счет пере-
хода атомов железа в его решетку.
Таким образом, после помола в ШМ и отжига образцы МС-сплавов со-
держат незначительное количество оксидов с большими эффективными
магнитными полями. Отсутствие изменения магнитного поля на ядре 57Fe в
МС Fe-Ni-Ti- и Fe-Ni-Zr-матрицах при отжиге означает выведение титана
и циркония из процесса образования интерметаллидов Ni3Ti и Ni3Zr, так как
эти элементы в первую очередь образуют оксиды ТЮ2 и ZrO2.
Структура аустенитной стали, упрочненной нанооксидами. Данные
рентгеноструктурного анализа (РСА) МС-образцов (см. рис. 2.42) находят-
ся в хорошем согласии с результатами мессбауэровской спектроскопии. Ди-
фрактограммы образцов, полученных СД с последующим отжигом, очень
близки к рентгенограммам образцов после помола в ШМ. На последних на-
блюдаются пики, отвечающие вторичным оксидам титана и циркония TiO2
и ZrO2. Интенсивность оксидных пиков усиливается в результате последую-
щего отжига образцов (см. рис. 2.42). Исходный гематит и магнетит на ди-
фрактограммах проявляются слабее, чем после деформации СД. На ди-
фрактограммах чётко выражены пики вюстита, интенсивность которых
уменьшается при отжиге МС сплава на основе РезОз + Fe-Ni-Ti и растет при
отжиге МС смеси Fe^O-, + Fe-Ni-Zr. Кроме того, идентифицируются отра-
жения от небольшого количества cz-Fe.
На рис. 2.43 представлены светлопольные и темнопольные электронно-
микроскопические изображения структуры МС сплава Fe^ + Fe-Ni-Ti по-
сле деформации в шаровой мельнице в течение 4 ч (а, б) и последующего
отжига при 970 К, 30 мин (г, д). Структура после помола в ШМ состоит из
зерен и субзерен размером 50-300 нм, границы которых четко не выявля-
ются из-за повышенной плотности дислокаций (см. рис. 2.43, а). Электроно-
грамма (рис. 2.43, в) преимущественно кольцевая с наличием отражений от
ГЦК-матрицы и оксидов. Расшифровка электронограмм синтезированного
в ШМ сплава показала, что наблюдаемые рефлексы можно отнести к кри-
сталлам у-матрицы и оксидам Fe^, Fe3O4, FeO и TiO2. Темнополыюе изоб-
ражение в составном «оксидно-матричном» рефлексе (см. рис. 2.43, б) сви-
детельствует о наличии в МС-матрице зерен размером 50-70 нм и неболь-
шого количества мелких оксидов. Отжиг при 970 К (30 мин) приводит к раз-
витию процессов возврата, снижает плотность дислокаций и вызывает об-
разование большого количества нанооксидов размером ~5 нм (см. рис. 2.43,
г, д). На темнопольном снимке (см. рис. 2.43, д), кроме нанооксидов, видны
матричные зерна размером 50-70 нм. Расшифровка электронограмм ото-
жженного образца указывает на то, что на ней преобладают отражения от
у-матрицы, cz-Fe, оксида Fe3O4 и, вероятно, оксида TiO2.
Анализ результатов МС в ШМ смеси Fe2O3 + Fe-Ni-Zr с помощью ТЭМ
показал, что интенсивная деформация приводит к образованию зерен раз-
мером 50-100 нм с повышенной плотностью дислокаций и плохо выявляе-
мыми границами (рис. 2.44, а, б). Расчет электронограмм выявил наличие
оксидов Fe2O3, Fe3O4, FeO и ZrO2 в ГЦК-матрице (рис. 2.44, в, г). По темно-
польному изображению (см. рис. 2.44, г), полученному в рефлексе оксида
152
y-Fe
oc-Fe, Fe,O4
Fe?O4 Fe,_xO
y-Fe
a-Fe
TiO2
Fe364
Рис. 2.43. Электронно-микроскопические изображения структуры механоеннтезированных образцов (а, б, г, д) и электроно-
грамма (в) сплавов на основе смеси Fe2O3 - FeNi3sTi3.
Обработка: помол смеси о ШМ. 4 ч (а - в): помол в ШМ + отжиг 970 К, 30 мин (г. д); а. г - светлые поля; б, д - темные поля в рефлексах нанооксидов
ZrO2
Fe26„ FeO. ZrO,
— y-Fe
~ Fe2O3
Fe2O?, FeO
X Fe2O3, Fe3O4, FeO
Рис. 2.44. Электронно-микроскопические изображения структуры механосинтезированных
образцов и электронограммы (в, е) сплавов на основе смеси Fe2O3- FeNi3sZr3.
Обработка: помол смеси в ПШМ, 4 ч (а - г); помол в ПШМ + отжиг 970 К, 30 мин (д. е): а. б. д - светлые поля; г - тем-
ное поле в рефлексе нанооксидов
ZrO2, размер мелких оксидов оценен в 5-10 нм. При отжиге (973К, 30 мин)
в синтезированном сплаве с Zr развивается рекристаллизация с образовани-
ем разориентированных зерен размером 50-150 нм с четкими границами и
пониженной плотностью дислокаций (см. рис. 2.44, г). Видны частицы окси-
дов размером 5-10 нм. Электронограмма превращается из кольцевой в то-
чечную (см. рис. 2.44, д). Полученный при МС сплав с Zr оказался менее
термически устойчивым, чем МС сплав с Ti. По-видимому, в сплаве с Zr
формируются более крупные оксиды ZrO2, которые в меньшей степени.за-
трудняют миграцию границ зерен и меньше сдерживают развитие рекрис-
таллизации.
Таким образом, данные ТЭМ- и РСА-исследований образцов, получен-
ных механоактивируемым синтезом ШМ, подтверждают результаты ЯГР-
спектроскопии по растворению гематита в матрицах ГЦК. Fe-Ni-Ti и
154
Fe-Ni-Zr сплавов и свидетельствуют о формировании однородной нанокри-
сталлической матрицы с вторичными дисперсными нанооксидами, в том
числе оксидами Т1О2 и ZrO2. Результаты механохимической реакции при син-
тезе гематита в Fe-Ni-Me аустенитных сплавах можно представить в виде
схемы Fe-Ni-Me(Ti, Zr) + Fe2O3 —> y-Fe-Ni-Me(O) + a-Fe(Ni) + FebxO + MexOy.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
Ньюкерк Дж.Б. Общая теория, механизм и кинетика // Старение сплавов. М.: Метал-
яургпздат, 1962. С. 12-142.
2. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия, 1966. 298 с.
? Буйнов Н.Н., Захарова Р.Р. Распад металлических пересыщенных твердых растворов.
М.: Металлургия, 1964. 144 с.
-. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия,
1979.208 с.
5 Томас Г. Структура дисперсионно-упрочняемых сплавов // Электронная микроскопия и
прочность кристаллов. М.: Металлургия, 1968. С. 437-493.
t Гинье А. Неоднородные металлические твердые растворы. М.: Изд-во иностр, лит., 1962.
158 с.
". Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. Киев: Наук, думка, 1985. 226 с.
В. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 598 с.
Миркин Л.И. Физические основы прочности и пластичности. М.: Изд-во МГУ, 1968.
538 с.
Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир, 1967. 644 с.
> I. Ван-Бюрен Д. Дефекты в кристаллах. М.: Изд-во иностр, лит., 1962. 584 с.
2 Анселл С. Механические свойства двухфазных сплавов // Физическое металловедение.
М.: Мир, 1968. Вып. 3. С. 327-370.
- Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе / К.А. Малышев,
В.В. Сагарадзе, И.П. Сорокин и др. М.: Наука. 1982. 260 с.
J Земцова Н.Д., Малышев К.А. Непрерывный распад у-твердого раствора в сплавах желс-
зо-никель-титан //ФММ. 1973. Т. 35, вып. 5. С. 1006-1014.
5- Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. Новосибирск: Наука, 1983. 166 с.
.Земцова ПД., Малышев К.А., Старченко Е И. Ячеистый распад в нсдеформированных
метастабильных сплавах Fc-Ni-Ti // ФММ, 1979. Т. 48, вып. 2. С. 375-381.
Р Земцова Н.Д., Малышев К.А. Прерывистый распад в сплавах Fe-Ni-Ti // Структурный
механизм фазовых превращений металлов и сплавов. М.: Наука, 1976. С. 138-142.
• Земцова НД., Малышев К.А. Влияние фазового наклепа и рекристаллизации аустенита
на развитие прерывистого распада в сплавах Fe-Ni-Ti // ФММ, 1974. Т. 37, вып. 6.
С. 1209-1215.
19 Уваров А.И., Романова Р.Р., Уксусников А.Н., Буйнов Н.Н. Двухступенчатое старение
гптава железо-никель-титан // ФММ, 1974. Т. 37, вып. 2. С. 369-374.
- Г>рбач В.Г., Кокорин В.В., Самсонов Ю.И., Чуистов К.В. Выделение на дефектах упа-
ковки в сплаве Fe-Ni-Ti Ц Изв. АН СССР. Металлы, 1972. № 2. С. 147-150.
2 . Горбач В.Г., Козятник Н.Н., Кокорин В.В. и др. Старение и мартенситное превращение
в сплаве железо-никель-титан // ФММ, 1974. Т. 37, вып. 3. С. 580-589.
22 Н отбореп Е., Mejcr W. Sefiigc und mechanischc Eigen-schaften von Lcgierungen auf
Eiscn-Nickcl—Basis mit 12% Al nach vcrschicdcncr Warmcbehadhing // Zs. Metallic., 1967.
158, No. 6. S. 372-381.
2 1 Кокорин В.В., Горбач В.Г, Самсонов Ю.И. Мартенситное превращение в состаренном
. лаве Fe-Ni-Ti //Металлофизика, 1972. № 42. С. 87-96.
24 Коваль Ю.Н., Кокорин В.В. Тетрагональность безуглеродистого мартенсита // ФММ,
1975 Т. 39, вып 5. С. 1044-1048.
25 Гунъко Л.П., Кокорин В.В. Природа тетрагональности безуглеродистого мартенсита в
-лавах типа Fe-Ni-Ti //ДАН СССР, 1978. Т. 240, № 1. С. 72-74.
155
26. Малышев К.Л., Земцова НД. Кинетика мартенситного превращения и морфология мар-
тенсита в сплаве Н25ХТ2 после старения // МиТОМ, 1972. № 9. С. 38-43.
27. Садовский ВД., Земцова НД., Старченко Е.И. Мартенситное превращение в аустените
сплавов Fe-Ni-Ti, претерпевшем ячеистый распад Ц ДАН СССР, 1981. Т. 260, № 1.
С. 88-90.
28. Пушин В.Г.. Романова Р.Р.. Уваров А.И.. Барановский А.Н. Влияние старения и пласти-
ческой деформации на структуру и механические свойства сплава Н15Х5ГЗТЗ с мстаста-
бильным аустенитом // ФММ, 1980. Т. 49, вып. 2. С. 372-382.
29. Пушин В.Г., Романова Р.Р., Уваров А.И. Структурный механизм аномальной пластично-
сти стали с метастабильным аустенитом //ФММ, 1986. Т. 62, вып. I. С. 187-196.
30. Малышев К.А., Уваров А.И., Романова Р.Р., Пушин В.Г. Трип-эффект в сплавах Fe-Ni-Ti,
упрочненных фазовым наклепом и старением //ФММ, 1976. Т. 41, вып. 5. С. 992-1001.
31. Малышев К.А., Романова Р.Р., Уваров А.И. и др. Влияние внешней нагрузки на кинети-
ку мартенситного превращения, структуру и механические свойства сплавов системы
Fe-Ni-Ti, упрочненных фазовым наклепом и старением//Высокопрочные немагнитные
стали. М.: Наука, 1978. С. 5-12.
32. Волосевич П.Ю., Петров ЮН., Гриднев В.Н. Исследование структурных изменений аус-
тенита при мартенситном превращении в сталях с повышенной энергией дефекта упа-
ковки Ц ФММ, 1972. Т. 34, вып. 4. С. 788-794.
33. Lccroiscy Е., Thomas В. On the variation of the intrinsic stacking fault energy with temperature in
Fe-18Cr-12Ni alloys // Phys, status solidi A, 1970. Vol. 2, No. 4. P. 217-220.
34. Малышев К.Л., Уваров А.И. Механические свойства сплавов типа Н27ТЗ, легированных
хромом Ц МиТОМ, 1974. № I. С. 11-16.
35. Уваров А.И., Малышев К.А. Влияние пластической деформации на изменение структу-
ры и механические свойства при старении аустенитного сплава Fe-Ni-Ti // ФММ, 1968.
Т. 26, вып. 3. С. 535-540.
36. Земцова И.Д., Старченко Е.И. Условия реализации полного ячеистого распада в мета-
стабильных сплавах Fe-Ni-Ti и характеристика механических свойств // Структура и
свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982. С. 15-21.
37. Эшби И.Ф. О напряжении Орована Ц Физика прочности и пластичности. М.: Металлур-
гия, 1972. С. 88-107.
38. Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. М.: Металлур-
гия, 1972. 320 с.
39. Земцова НД. Старение и фазовый наклеп сплава Н25ХТ2 // Высокопрочные немагнит-
ные стали. М.: Наука, 1978. С. 32-38.
40. А.Н.Орлов, А.М.Паршин, Ю.В.Трушин // ЖТФ, 1983. Т. 53. С. 2367.
41. Sagaradze V.V., Nalesnik V.M., Lapin S.S., Alyabyev V.M. Precipitation hardening and radiation
damage ability of austenitic stainless steels //J. Nucl.Mater., 1993. Vol. 202. P. 137-144.
42. Nemhach E., Neite C. Precipitation hardening of supcralloysby ordered у '-particles Ц Progress
Mater Sci., 1973. Vol. 29. P. 177-319.
43. Алябьев B.M., Бологим В.Г, Дубинин С.Ф. и др. В. Нейтронографическос и электронно-
микроскопическое исследование процессов распада и радиационно-стимулированного
старения Cr-Ni-Ti аустенитных сталей // ФММ, 1990. № 8. С. 142-148.
44. Новик Ю.З., Озеров Р.П., Хенниг К. Нейтроны и твердое тело. М.: Атомиздат, 1979. Т. I.
37 с.
45. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989. 272 с.
46. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов: Пер.
с англ. М.: Мир, 1968. 574 с.
47. Тяпкин ЮД., Травина Н.Т., Козлов В.П. Электронно-микроскопическое исследование
пространственного выделения второй фазы в стареющих сплавах на никелевой основе //
ФММ, 1973. Т. 35, вып. 3. С. 577-583.
48. Чуисшов К.В. Модулированные структуры в стареющих сплавах. Киев: Наук, думка,
1975.242 с.
49. Сагарадзе В.В..Лапин С.С. Нетрадиционные подходы к содержанию радиационного рас-
пухания нержавеющих сталей Ц ФММ, 1997. Т. 83, № 4. С. 129-144.
50. Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристал-
лах. Киев; Наук, думка, 1983. 408 с.
156
51. Сагарадзе В.В., Гощицкий Б.II., Волкова Е.Г. и др. Изменение структуры и микронапря-
жений в аустенитной стали 40Х4Г18Ф2 при карбидном старении Ц ФММ, 2011. Т. Ill,
№ 1. С. 82-92.
52. Романова Р.Р., Уваров А.И., Путин В.Г., Буйнов Н.Н. Аномальный эффект повышения
пластичности в упрочненной старением стали ЗЗН25ЮЗФ // ФММ, 1975. Т. 39, вып. 4.
С. 844-851.
53. Уваров А.И. Романова Р.Р., Лушин В Г. Упрочнение стареющей аустенитной стали
ЗЗН25ЮЗФ И ФММ, 1977. Т. 43, вып. 5. С. 1052-1057.
54. Уваров А.И., Романова Р Р., Уксусников А.ИБуйнов Н.Н. Влияние низкотемпературно-
го старения перед высокотемпературным на механические свойства и структуру стали
40Х4Г18Ф // ФММ, 1973. Т. 36, вып. 4. С. 735-741.
55. Романова Р.Р., Путин В.Г, Уксусников АН., Буйнов Н.Н. Структурный механизм
старения аустенитных железомарганцевых и железоникелевых сталей, упрочняемых
карбидом ванадия // Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1982.
С. 107-114.
56. Беленкова М,МУваров А.И., Малышев К.А., Михеев М.Н. Изменение прочностных,
электрических и магнитных характеристик аустенитной стали типа 40Х4Г18Ф
при термической и тсрмомсханичсской обработках // ФММ, 1973. Т. 36, вып. 5.
С. 971-977.
57. Васечкина Т.П., Уваров А.И., Малышев К.А Влияние распада пересыщенного твердого
раствора на стабильность аустенита при деформации // Структура и свойства немагнит-
ных сталей. М.: Наука, 1982. С. 96-99.
58. Уваров А.И., Малышев К.А., Мирмелыитейн В.А., Устюгов П.А. Влияние ванадия
на упрочнение аустенитной стали 40Х4Г18Ф при старении // МиТОМ, 1971. № 6.
С. 60-62.
59. Терещенко Н.А., Сагарадзе В.В., Уваров А.И., Малышев К.А. Стареющие стали со струк-
турой Е-мартенсита Ц ФММ, 1982. Т. 53, вып. 1. С. 124-130.
60. Уваров А.И., Сагарадзе В.В.. Терещенко Н.А. Одновременное повышение прочности и
пластичности в стареющей стали на железомарганцевой основе // ФММ, 1984. Т. 58,
вып. 4. С. 819-822.
61. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1973. 296 с.
62. Соколов О.Г., Кацов К.Б., Карпенко Г.В. Сверхпластичность и коррозионно-механичес-
кая прочность двухфазных железомарганцевых сплавов. Киев: Наук, думка, 1977. 120 с.
63. Сагарадзе В.В., Кабанова И.Г., Шабашов В.А. О кристаллогеометрии обратного мартен-
ситного превращения //Тез. докл. XI Всссоюз. конф, по электрон, микроскопии. Таллин,
1979. С. 131.
64. Рентгенография в физическом металловедении/Под ред. Ю.А. Багарядского. М.: Метал-
лургиздат, 1961. 368 с.
' Гольдшмидт X.Дж. Сплавы внедрения. Т. 1.М.:Мир, 1971.464 с.
56. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наук, думка, 1987. 208 с.
г' Lesoille М„ Gielen Р.М. // Met.Trans., 1972. Vol. 3. Р. 2681-2689.
~8. Романова Р.Р., Пущин В.Г., Уксусников А.Н., Буйнов Н.Н. Структура и механические
свойства аустенитных никелевых и марганцевых сталей, упрочняемых карбидами вана-
дия//ФММ, 1981. Т. 51, вып. 6. С. 1263-1273.
Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Фризен Э.Н. Структура и свойства стареющих Mn-V-Mo
аустенитных сталей с различным содержанием углерода // ФММ, 1986. Т. 62, вып. 3.
С. 556-565.
X Brooks Н. Metal Interfaces. Cleveland (ASM), 1952.
Рентгенография в физическом металловедении / Под ред. Ю.А. Багарядского. М.: Мстал-
лургиздат, 1961. 368 с.
Уманский Я.С., Иванов А.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микро-
скопия. М.: Металлургия, 1982. 632 с.
"3 Терещенко Н.А., Уваров А.И., Сагарадзе В.В. Нитридное упрочнение двухфазных (у+ £)-
сталей И ФММ, 1986. Т. 61, вып. 1. С. 200-202.
Банных О А., Блинов В.М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные ваиадийсодержа-
ие стали. М.: Наука, 1980. 190 с.
157
75. Пушин В.Г., Терещенко Н.А., Романова Р.Р. и др Электронно-микроскопическое иссле-
дование аустенитных стареющих сталей на Fe-Ni-Mn основе с карбидно-интерметаллид-
ным упрочнением И ФММ, 1984. Т. 57, вып. 2. С. 319-328.
76. Терещенко Н.А., Пушин В.Г., Сагарадзе В.В. и др. Влияние структурных изменений и
стабильности аустенита на механические свойства сталей с карбидно-интерметаллидным
упрочнением Ц ФММ, 1987. Т. 63, вып. 2. С. 306-312.
77. Suryanarayana S. Mechanical alloying and milling. N.Y.: Publ. Marcel Dekker, 2004. 458 p.
78. Coolidge W.D. // Proc. Am. Inst. Elect. Eng., 1910. P. 961.
79. Irman R. //Techn. Rundschau (Bern), 1949. Vol. 36. P. 12.
80. Patent US 2972529, 21.02.1961 /G.B. Alexander et al.
81. Benjamin J.S. Fundamental of mechanical alloying / Ed. P.H. Shingu // Materials Science Forum,
1992. Vol. 88-90. P. 1-17.
82. Проблемы разработки конструкционных сплавов I Под рсд. Р. Джаффи и Б. Вилкокса.
Пер. с англ. 1977; М.: Металлургия, 1980. 336 с.
83. Strikers М. and Huet J J. Proc, on creep strength in steel and high-temperature alloys // Metall
Society. Sheffield, 1972. P. 237.
84. UkaiS., Harada M.. Okada H. etal. //J.Nucl.Mater., 1993. Vol. 204. P. 65-82.
85. Шалаев В.И., Сагарадзе В.В., Кочеткова Т.Н. и др. Структура и ползучесть дисперсно-
упрочненных оксидами иттрия нержавеющих сталей//ФММ, 2001. Т. 91,№ 3. С. 103-109.
86. Sagaradze V.V., Shalaev V.I.. Arbuzov V.L. et al. Radiation resistance and thermal creep of ODS
ferritic steels //J. Nucl. Mater., 2001. Vol. 295. P. 265-272.
87. Goshchitskii B.N., Sagaradze V.V., Shalaev VJ. et al. Structure, radiation resistance and thermal
creep of ODS ferritic steels //J. Nucl. Mater., 2002. Vol. 307-311. P. 783-787.
88. Агеев B.C., Никитина A.A., Сагарадзе В.В. и др. Использование методов металлургии
распыленных и быстрозакаленных порошков для изготовления оболочек ТВЭЛов из
дисперсно-упрочненных оксидами (ДУО) жаропрочных ферритно-мартенситных сталей.
Ч. 1 Ц ВАНТ, сер. Физ. радиационных повреждений и радиационное материаловедение
(90), 2007. №2. С. 134-141.
89. Агеев В.С., Вильданова Н.Ф., Козлов К.А. и др. Структура и термическая ползучесть дис-
персно-упрочненной оксидами реакторной стали ЭП-450 // ФММ, 2008. Т. 106, № 3.
С. 329-336.
90. Huet J.J. Sintered Metal-Ceramic Composites / Elsevier Science Publishers. Amsterdam, 1984.
P. 197-212.
91. Dewilde L., GedoptJ., Delhrassine A. et al. // Proc, of the Inter. Conf, of Materials for Nuclear
Reactor Core Application. Bristol, 1987. P. 271-276.
92. Tian Yun, Shan Binguan, Pan Qingchun, Sun Jiguang. Stadies on ODS ferritic alloy for advanced
LMFBR cladding application in CISRI //Proc. Mater, for Advanced Energy Systems & Fission and
Fusion Engineering // Southwestern Institute of Physics. Chengdu, China, 1995. P. 110-115.
93. Tian Yun, Shan Binguan, Liu Guangzu et al. An overview of several iron base oxide dispersion
strengthened alloys for nuclear application // Mater, for Advanced Energy Systems & Fission and
Fusion Engineering / Ed. A. Kohuama et al. Japan. Soc. Mater. Advanced Energy Systems, 1994.
P. 307-312.
94. Ukai S., Harada M., Okada H. et al. Alloyng design of oxide dispersion strengthened ferritic steel
for long life FBRs core materials // J. Nucl. Mater., 1993. Vol. 204. P. 65-73.
95. Ukai S., Harada M. Okada H. et al. Tube manufacturing and mechanical properties of oxide dis-
persion strengthened ferritic steel //J. Nucl. Mater., 1993. Vol. 204. P. 74-82.
96. Wilson A.M.. Clayden M.C., Standring J. // Proc, of the Inter. Conf, of Materials for Nuclear
Reactor Core Application. Bristol, 1987. P. 25-30.
97. Asano K., Kohno Y., Kohyama A. et al. Microstructural evolution of an oxide dispersion
strengthened steel undercharged particles irradiation //.I. Nucl. Mater., 1988. Vol. 155-157.
P. 928-934.
98. Mukhopadhyay D.K.H., Froes F., Gelles D.S. Development of oxide dispersion strengthened fer-
ritic steel for fusion // .1. Nucl. Mater., 1998. Vol. 258-263. P. 1209-1215.
99. Ukai S., Nishida T., Okuda T., Kazutaka A. Development of oxide dispersion strengthened ferritic
steels for fast reactor core application // Proceedings of Inter, symposium on material chemistry in
nuclear environment, 1996. P. 891-900.
158
90. Monnet L, Duhuisson P., Serruys Y. et al. Microstractural investigation of the stability under irra-
diation of oxide dispersion strengthened ferritic steels // J. Nucl. Mater., 2004. Vol. 335.
P. 311-321.
101. Miller M.K., Hoelzer D.T., Bahn S.S. et al. High Temperature Microstructural Stability of a
MA/ODS Ferritic Alloy. High Temperature Alloys: Processing for Properties / Ed. by G.E. Fuchs
and J.B. Wahi TMS Ц The Minerals, Metals & Materials Society, 2003.
102. Ohtsuka S„ Ukai S., Fujiwara M. et al. Improvement of 9Cr-ODS martesilic steel properties by con-
trolling excess oxygen and titanium contents //J. Nucl. Mater., 2004. Vol. 329-333. P. 372-376.
103. Crayton C., Rath E„ Chit /., Launois S. Microstructural evolution of Y2O3 and MgAl2O4 ODS
EUROFER steels during their elaboration by mechanical milling and hot isostatic pressing //J.
Nucl. Mater., 2004. Vol. 335. P. 83-102.
104. Сагарадзе B.B.,Литвинов А.В., Шабашов B.A. и др. Новый метод механосинтеза ODS-
сталей с использованием оксида железа // ФММ, 2006. Т. 101, № 6. С. 618-629.
105. Козлов К.А., Сагарадзе В.В., Литвинов А.В. и др. Использование оксида железа при
механосинтезс ODS сталей, перспективных для применения в качестве реакторных ма-
териалов //Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Материаловедение и новые мате-
риалы, 2008. Вып. 2 (71). С. 21-31.
106. Козлов К.А., Шабашов В.А., Литвинов А.В., Сагарадзе В.В. Фазовые превращения в
системе «гсматит-металл» при мсханоактивации // ФММ, 2009. Т. 107, № 4. С. 411—421.
107. Shabashov V.A., Litvinov A.V., Mukosecv A.G., Sagaradze V.V. Phase transformations in
iron oxidc-metal systems during intensive plastic deformation // Mat. Sci. Eng. A361, 2003.
P. 136-146.
108. Шабашов B.A., Литвинов А В , Мукосеев А.Г. и др. Деформационно-индуцированные
фазовые переходы в системе оксид железа - металл // ФММ. 2004. Т. 98, № 6. С. 38-53.
109. Сагарадзе В.В.. Литвинов А .В., Шабашов В.А. и др. Новый метод мсхапосиптсза ODS-
сталей с использованием оксида железа И ФММ, 2006. Т. 101, № 6. С. 618-629.
110. Патент РФ № 2307183. В.В. Способ получения упрочняемого оксидами композиционно-
го материала на основе железа / В.В. Сагарадзе, В.А. Шабашов, А.В. Литвинов и др.,
Опубл, в Б.И, 2007. № 27.
111. Литвинов А.В.. Шабашов В.А., Козлов К.А. и др. Структура и фазовый состав
ODS-сплавов с ГЦК-рсшеткой, полученных интенсивным деформационным воздейст-
вием на системах «Fe2O3 - Fe-Ni-Ti(Zr)» // Неорган. мат-лы, 2009. Т. 45, № 9.
С. 1096-1103.
112. Русаков В.С. Восстановление функции распределения сверхтонких параметров мессба-
уэровских спектров локально-неоднородных систем // Изв. РАН. Сер. физ., 1999. Т. 63,
№7. С. 1389-1396.
113. Шабашов В.А., Сагарадзе В.В., Морозов С.В., Волков Г.А. Мёссбауэровское исследова-
ние кинетики деформационного растворения интермсталлидов в аустените Fe-Ni-Ti //
Металлофизика, 1990. Т. 12, № 4. С. 107-114.
114. Shabashov V.A., Sagaradze V.V., Litvinov A.V. et al. Mechanical synthesis in iron oxide — metal
system // Mat. Sci. Forum, 1996. Vol. 228-231. P. 607-613.
Глава 3
БЕЗДИФФУЗИОННЫЕ ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
И УПРОЧНЕНИЕ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
ПРИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
3.1. О ДЕФОРМАЦИОННОМ УПРОЧНЕНИИ СТАБИЛЬНЫХ
И МЕТАСТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Кроме повышения прочности аустенитных сталей с помощью термичес-
кой обработки, их подвергают упрочнению пластической деформацией [1-4].
В настоящем разделе будут рассмотрены в основном средние степени пласти-
ческой деформации (Д < 30%), которые легко осуществляются на практике и
приводят к достаточно интенсивному изменению дислокационной структуры.
При небольших деформациях (до 10%) образуются скопления и клубки дисло-
каций. Их скопления являются плоскими только в тех сталях, в которых до-
статочно низкая энергия дефектов упаковки (ЭДУ ~ 0,02 МДж/м2). При увели-
чении степени деформации расстояние между отдельными группами дислока-
ций уменьшается и начинает формироваться ячеистая структура. Она пред-
ставляет собой чередующиеся области с высокой и низкой плотностью дисло-
каций. Формирование ячеистой структуры происходит тем раньше, чем выше
ЭДУ аустенита. В результате увеличения плотности дислокаций наблюдается
монотонное повышение прочности (е>„, о0 2) и уменьшение относительного уд-
линения в аустенитной стали [5]. При дальнейшем увеличении степени плас-
тической деформации (выше 30%) ячейки измельчаются. Толщина границ
ячеек уменьшается, а плотность дислокаций внутри границ увеличивается (так
же изменяется и средняя по объему плотность дислокаций).
При пластической деформации железомарганцевый аустенит упрочня-
ется сильнее, чем железоникелевый. Это обусловлено тем, что последний
имеет более высокие значения ЭДУ. Чем ниже энергия дефектов упаковки
аустенита, тем меньше склонность расщепленных дислокаций к поперечно-
му скольжению [6, 7].
Нагрев деформированной стали приводит к снижению плотности дисло-
каций. Температура, при которой наблюдается разупрочнение стали, силь-
но зависит от легирования аустенита, особенно такими элементами, как мо-
либден, вольфрам, хром. Уменьшение прочности сопровождается повыше-
нием пластических свойств [3]. Теплая деформация (при температурах вы-
ше комнатной, но ниже температуры рекристаллизации), по сравнению с
холодной деформацией (при комнатной и более низких температурах), поз-
воляет получать в сталях меньшие прочностные свойства, но более высо-
кие пластические.
160
В метастабильных аустенитных сталях, упрочненных термомеханичес-
кой обработкой (ТМО), при испытании развивается мартенситное превра-
щение у —> (а, е). Для сталей, обладающих интенсивной кинетикой превра-
щения, необходимо проводить термомеханическую обработку таким обра-
зом чтобы стабилизировать аустенит. Степень стабилизации должна быть
такова, чтобы получить оптимальную кинетику мартенситного превраще-
ния. Обычно стабилизация достигается в результате формирования ячеис-
той структуры, закрепления дислокаций примесными атомами, растворе-
ния легирующих элементов в аустените. Для стабильных материалов и для
сталей с вялой кинетикой мартенситного превращения необходима дестаби-
лизация при ТМО за счет обеднения твердого раствора легирующими эле-
ментами. В этом случае дестабилизация аустенита позволяет получить не-
обходимую кинетику мартенситного превращения, обеспечивающую высо-
кие прочностные и пластические свойства, как в высокопрочных аустенит-
ных сталях, обладающих эффектом ПНП (пластичностью, наведенной пре-
вращением) или TRIP-эффектом (Transformation Induced Plasticity). Резуль-
таты работ по стареющим TRIP-сталям представлены в главе 5.
В некоторых метастабильных аустенитных сталях старение как метод
упрочнения неэффективно. Однако в таких материалах наблюдается рас-
пад твердого раствора при нагреве и деформации (деформационное старе-
ние). Аустенит таких сталей в результате деформационного старения деста-
билизируется, что обеспечивает получение высоких пластических свойств
[8-10]. Предел текучести, как правило, монотонно снижается по мере уве-
личения температуры деформации Тд. Степень снижения о0 2 зависит от ле-
гирования стали. Более широкие возможности изменения механических
свойств аустенита открываются при использовании таких сталей, в кото-
рых в результате старения происходит его значительное упрочнение (уве-
личение о02 в 1,5-2 раза). Применение таких сталей позволяет разработать
принципиально новые схемы комбинированного упрочнения, включающие
старение и пластическую деформацию.
Следует отметить, что развитие прямого и обратного мартенситных
превращений при усталостном нагружении может привести к существенно-
му повышению предела выносливости. В частности, упрочненная фазовым
наклепом и старением метастабильная неферромагнитная аустенитная
сталь Н26ХТ1 [11] имеет достаточно высокий предел выносливости cl, =
= 640 МПа, сопоставимый с усталостной прочностью легированных ферро-
магнитных конструкционных сталей.
Были разработаны кавитационно-стойкие аустенитные стали типа
30Х10Г10 [12, 13], которые самоупрочняются за счет формирования мар-
тенсита на поверхности изделий в результате микроударов при захлопыва-
ют кавитационных пузырьков. Следует подчеркнуть, что создание мета-
стабильных аустенитных кавитационно-стойких сталей и цветных сплавов
[13] явилось первым опытом в мировой практике использования мартенсит-
ных превращений для улучшения механических свойств металлических ма-
териалов непосредственно при эксплуатации.
Мартенситное превращение у—ш при трении, приводящее к существен-
ному упрочнению трущихся поверхностей в изделиях из метастабильных
161
сталей, было использовано для повышения их износостойкости [14], Осу-
ществление другого типа мартенситного перехода у—>е при трении в сталях
типа Г20, вызывающего сильное снижение коэффициента трения, позволи-
ло впервые предложить антифрикционные железные сплавы [15].
Прямые и обратные мартенситные превращения, развивающиеся при
холодной деформации и нагреве, используются в многочисленных сплавах
с эффектом памяти формы [16]. Можно полагать, что эффект обратимос-
ти прямого и обратного мартенситных превращений в той или иной степе-
ни присущ всем мартенситным сплавам, если только он не подавлен конку-
рирующими диффузионными процессами.
3.2. СВОЙСТВА АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ Х18Н10Т,
ДЕФОРМИРОВАННОЙ ПРОКАТКОЙ И РАВНОКАНАЛЬНЫМ
УГЛОВЫМ ПРЕССОВАНИЕМ
В работе [17] изучены особенности структурообразования при равнока-
нальном угловом прессовании (РКУ) и холодной пластической деформации
прокаткой до степеней е = 2,1, а также прослежено изменение механичес-
ких свойств.
Большое внимание исследователей привлекают нанокристаллические
(НК) и субмикрокристалличсские (СМК) материалы, обладающие высоким
комплексом физико-механических свойств [18-21]. Одним из способов по-
лучения достаточно массивных металлических образцов с СМК-структурой
является интенсивная пластическая деформация методом равноканального
углового (РКУ) прессования [22]. Метод заключается в продавливании за-
готовки через два пересекающихся под углом канала с равным поперечным
сечением. На плоскости пересечения каналов сосредоточивается локализо-
ванная деформация простого сдвига высокой интенсивности [22]. РКУ-
прессование позволяет получать достаточно равноосные мелкие зерна раз-
мером 0,02-0,1 мкм [22-26]. Деформированные металлические образцы
имеют беспористую структуру, чего не удается достичь компактированием
высокодисперсных порошков. Большинство исследований по РКУ-прессо-
ванию [22-26] выполнено на стабильных металлах или сплавах. В настоя-
щем разделе основное внимание уделено воздействию РКУ-прессования не
только на прочностные характеристики, но и на пластичность метастабиль-
ных аустенитных сталей. Предполагалось, что эти стали после РКУ-прессо-
вания будут обладать более высокими характеристиками пластичности (от-
носительным удлинением), чем после прокатки с одинаковым упрочнением.
Такая повышенная пластичность может быть вызвана в метастабильных
аустенитных сталях мартенситным превращением, протекающим в процес-
се пластической деформации или растяжения при измерении механических
свойств (TRIP-эффект [27]).
Для исследования была выбрана типичная метастабильная аустенитная
сталь 12Х18Н10Т стандартного химического состава. Образцы из этой ста-
ли размером 14x14x165 мм3 после закалки от 1050 °C в воде подвергали ин-
тенсивной холодной пластической деформации методом РКУ-прессования.
Последнее проводили в инструменте с углом пересечения каналов 90° при
162
комнатной температуре со скоростью 0,4 мм/с до истинной деформации е =
= 2,1 при количестве циклов 4. Для сравнения осуществляли холодную пла-
стическую деформацию прокаткой образцов размером 2,5x6x50 мм в глад-
ких валках при комнатной температуре со степенью обжатия 30 (е = 0,3),
50 (е = 1), 70 (е = 1,5), 90 (е = 2,1), 92% (е = 2,3). Такая обработка позволяла
получить одинаковые степени деформации при прокатке и РКУ-прессова-
нии и сопоставить механические свойства.
3.2.1. Структура и свойства стали после РКУ-прсссовапия
В закаленном состоянии аустенитная сталь 12Х18Н10Т имела следующие
механические свойства: временное сопротивление разрушению о„ = 560 МПа,
условный предел текучести о02 = 210 МПа, твердость HV01 = 2000 МПа, отно-
сительное удлинение 5 - 70%, относительное сужение = 69%. Очень высо-
кое значение относительного удлинения связано с реализацией TRIP-эффек-
та. Образующиеся при растяжении кристаллы сс-мартенсита вызывают ре-
лаксацию пиковых напряжений, локально упрочняют материал. Пластичес-
кое течение переходит на другие зерна, что предотвращает преждевременное
’•азрушение образцов и вызывает повышение пластичности [27].
РКУ-прессование с истинной степенью деформации е = 2,1 приводит к
с.щественному упрочнению и некоторому снижению пластичности: оп =
= 1550 МПа, о02 = 1340 МПа, 5 = 27,5%, у = 41%, твердость HV0J = 4900 МПа
47 ед. HRC). Отметим, что повышение предела текучести при РКУ-прессо-
вании более чем в 6 раз достигнуто при относительно небольшой степени
деформации (е = 2,1), которая лимитировалась ресурсом пластичности ста-
ли при заданных параметрах прессования. На рис. 3.1,3.2 представлены эле-
ктронограмма и электронно-микроскопическое изображение структуры
стали 12Х18Н10Т после РКУ-прессования.
Наблюдаются повышенная плотность дислокаций, мелкие разориен-
тированные микрокристаллиты, о чем свидетельствуют почти кольцевое
распределение и сильное азимутальное размытие рефлексов до 10°-20° на
электронограмме, снятой с участка диаметром 0,8 мкм. Структура стали
-естоит из достаточно равноосных кристаллов аустенита и мартенсита,
количество а-мартспсита, по данным магнитометрии, составляет 45 об.%.
‘ нализ темнопольных изображений зерен позволил определить размеры
мартенситных кристаллитов (рис. 3.2, б) и аустенита, изменяющих в пре-
делах от 70 до 140 нм. В структуре встречаются и более мелкие кристал-
лы (20-50 нм), образовавшиеся при
жроблении мартенситных пластин.
Использованная невысокая степень
деформации (е = 2,1) не позволила
-злностыо сформировать мелкие
•- 3.1. Изменение твердости при отжи-
с~а hi 12Х18Н10Т, деформированной
РКУ-прессованием
0 100 300 500 700 900
Температура отжига (выдержка 1ч), °C
163
Рис. 3.2. Структура стали 12Х18Н10Т после РКУ-прессования:
а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе (011)а
зерна с преобладающими большеугловыми границами. Наблюдаются так-
же отдельные карбиды TiC или Сг23С6, расположенные в теле зерна и на
границах зерен.
Устойчивость полученной СМК-структуры и свойств исследовалась при
последеформационном отжиге до температур 850 °C. Как видно из рис. 3.1,
часовые выдержки при температурах до 550 °C слабо изменяют твердость
стали. Резкое ее падение происходит при температурах 550...650 °C. Проч-
ностные свойства также практически не изменяются в результате часового
отжига при 550 °C, а пластичность несколько возрастает (табл. 3.1). Как
свидетельствуют электронно-микроскопические исследования, мелкокрис-
таллическая аустенитно-мартенситная структура сохраняется во многих
участках фольги (рис. 3.3, а, б). Однако средний размер кристаллов возрас-
тает до 150-250 нм, и они частично очищаются от дислокаций за счет про-
исходящих при нагреве перераспределения и аннигиляции дислокаций
(рис. 3.3, а). Появляются отдельные выросшие зерна фазонаклепанного ау-
стенита (рис. 3.3, а, б), содержащего тонкие двойники, которые образова-
лись при а—>у-превращении. Количество мартенсита уменьшается до
22 об.%. Так как частичное а—»у-превращение при нагреве до 550 °C сопро-
вождается образованием фазонаклепанного аустенита, то прочностные
свойства стали 12Х18Н10Т снижаются очень мало (см. табл. 3.1).
Дальнейшее повышение температуры отжига приводит к увеличению
размера зерен, развитию рекристаллизации. Рост зерен происходит без за-
рождения новых кристаллов путем превращения неравновесных границ в
Таблица 3.1
Изменение механических свойств, размера зерна и содержания мартенсита
при отжиге стали 12Х18Н10Т, деформированной РКУ-прессованием
Обработка О. °0.2 5 т а, об.% Размер зерна, нм
Твердость, HRC МПа
%
РКУ 46 1550 1340 27,5 41 45 70-120
РКУ + 550 °C, 1 ч 46 1530 1285 37,5 47,5 22 150-250
РКУ + 850 °C, 1 ч 15 722 428 99 59 0 1000-6000
164
Рис. 3.3. Структура стали 12Х18Н10Т после
РКУ-прессования и отжига при 550 °C. 1 ч
(а, б) и 850 °C, 1 ч (в)
границы новых зерен и их миграции. После нагрева стали 12Х18Н10Т до
850 °C наблюдается рекристаллизованная разнозернистая полиэдрическая
структура (см. рис. 3.3, в). Однако размер зерна аустенита после такого от-
жига еще невелик (1—6 мкм), что объясняет сохранение более высокой
прочности и пластичности стали (см. табл. 3.1) по сравнению с исходным со-
стоянием после закалки от 1050 °C.
Как показано выше, после РКУ-прессования метастабильная аустенит-
ная сталь 12Х18Н10Т имеет повышенную пластичность (относительное уд-
линение 5 = 27%), несмотря на очень большую прочность (оп = 1550 МПа,
°о,2 - 1340 МПа). Высокая пластичность (3 = 37,5%) сохраняется после ча-
сового отжига при 550 °C без разупрочнения и достигает самых высоких
значений (3 = 99%) в рекристаллизованном мелкозернистом состоянии по-
сле отжига при 850 °C (см. табл. 3.1).
3.2.2. Структура и свойства стали после холодной
деформации прокаткой
Чтобы ответить на вопрос, вносит ли свой вклад в высокое относи-
тельное удлинение метастабильной аустенитной стали 12Х18Н10Т метод
деформации, были проведены сравнительные механические испытания
образцов стали 12Х18Н10Т после РКУ-прессования и прокатки. На
рис. 3.4 и 3.5 приведены результаты электронно-микроскопических ис-
165
Рис. 3.4. Структура стали I2X18H10T после
холодной деформации прокаткой со степе-
нью е = 0,3 (а), е = 1 (б); е = 1,5 (в)
Рис. 3.5. Структура стали после холодной деформации прокаткой со степенью е = 2,1:
а - светлопольное изображение: б — темнопольное изображение в рефлексе (011 )а
следований эволюции структуры стали при холодной пластической де-
формации прокаткой.
При деформации в стали накапливается значительная плотность дисло-
каций внутри зерен, затем формируется ячеистая, а впоследствии фрагмен-
тированная структура, которая с дальнейшим увеличением степени дефор-
мации охватывает все больший объем зерна. Плотность дислокаций в гра-
ницах фрагментов и угол разориентировки на границах возрастают про-
порционально степени деформации и они превращаются в конце концов в
новые большеугловые границы. Как видно из рис. 3.4, а, в исходной аусте-
нитной структуре после степеней деформации е < 0,3 появляются мартен-
сит деформации и скопления дислокаций в у-матрице. Области с мартенси-
том деформации имеют высокую плотность дислокаций, неподдающихся
количественной оценке. Затем при степенях деформации е от 0,3 до 1 фор-
мируется дислокационная ячеистая структура (рис. 3.4, б). После деформа-
ции е > 1,5 (рис. 3.4, в) субзерна вытягиваются вдоль направления прокатки
и разворачиваются относительно друг друга. На элсктронограммах наблю-
дается азимутальное (до 8°) размытие рефлексов, свидетельствующее о
сильной разориентировке субзерен аустенита и мартенсита (см. рис. 3.4, в).
С увеличением степени деформации больше е = 1,5 происходит непрерыв-
ный рост углов разориентировки субзерен при незначительном умень-
ении их размеров. После степеней деформации е > 2,1, как и в других
ГЦК-сталях [27], появляются некристаллографические полосы сдвига, в ко-
_орых наблюдается СМК-структура с зерном размером около 100 нм и ме-
ее (см. рис. 3.5). Отмечаются более широкие «распушенные» дислокацион-
кые границы, чем после РКУ-прессования (рис. 3.5, а), а кристаллы мартен-
, 1 имеют более вытянутую форму (рис. 3.5, б). Сопоставление электро-
нсграмм (см. рис. 3.4, 3.5) свидетельствует о последовательном развороте
ф - агмептов кристаллов и формировании зерен с большеугловыми граница-
ми при увеличении степени обжатия.
Зависимость механических свойств стали 12Х18Н10Т от степени холодной
к г .тической деформации показана на рис. 3.6. С ее увеличением от 0 до 92%
е = 2,3) происходит характерный рост предела текучести о02 - с 210 до 1385
МПа, чрезвычайно сильное снижение относительного удлинения S (с 70 до
1. ‘ и относительного сужения \|/ (с 69 до 18%). По сравнению с деформаци-
. ’ КУ-прессованием при одинаковой истинной деформации е = 2,1, достига-
почти одинаковый уровень упрочнения, однако пластичность сильно раз-
V ется: после РКУ 5 = 27,5%, \|/ = 41 %, а после холодной пластической де-
фогмации 5 = 2,5%, \|/ = 29%.
Три прокатке начиная с
уме 'енных степеней деформа-
г» ' е > 1 TRIP-эффект отсутст-
ует и относительное удлине-
S
х
о
*
3 • Изменение механических
мвйез стали при увеличении степени
МЯ пластической деформации
прокаткой:
• - •".12- сР2; 3 - S: 4 -1]/
с S
600
«и
200
- 1800
a t- 1400
s
S
0.3 1.0 1,5 2,1 2,3
Степень деформации с = ln(F(/Fk)
80
'70
-60
-50
40
30
20
10
0
с
О 1
167
ние б принимает очень низкие значения (<4%), несмотря на то что холодной
деформации подвергалась метастабильная аустенитная сталь 12Х18Н10Т.
В холоднокатаном материале сохраняется неоднородная разнозернистая
структура (внутри и вне полос сдвига), что также не способствует высоким
характеристикам пластичности. Разрушение идет под углом 45° к направле-
нию прокатки и растяжения практически без образования шейки.
3.2.3. Причины повышенной пластичности стали
после РКУ-прессования
Одной из причин более высокой пластичности стали после РКУ-прессо-
вания может быть способ интенсивной пластической деформации, задавае-
мой механикой деформирования. Как отмечается в работе [21], основанные
на сдвиге традиционные методы пластической деформации (прокатка, во-
лочение, ковка, кручение) позволяют достичь достаточно высокой степени
деформации за счет многократной обработки, но нс обеспечивают, в отли-
чие от РКУ-прессования, однородного распределения параметров напря-
женного состояния. Из-за этого ресурс пластичности в значительной степе-
ни исчерпывается непосредственно при деформации, вследствие чего мате-
риалы, деформированные традиционными методами, обладают довольно
низкой пластичностью (малыми значениями 8 и \|/). Кроме того, сформиро-
ванная после РКУ-прессования разориентированная структура с равноос-
ным субмикрокристаллическим зерном, возможно, будет деформироваться
при последующем растяжении с участием зернограпичного проскальзыва-
ния. Пластическая деформация может быть непосредственно связана с ее
поворотными модами — пластическими ротациями, носителями которых
могут быть частичные дисклинации, что приведет к проявлению ротацион-
ной пластичности [29].
Однако и в чистых металлах, и в стабильных сплавах при интенсивной
холодной деформации РКУ-прессованием не удается сохранить такую вы-
сокую пластичность при близких степенях упрочнения, как в нашем случае.
Так, полученные авторами [22] механические свойства армко-железа после
РКУ-прессования имеют следующие значения; оп = 980 МПа при низкой
пластичности 8 = 7%, стали У8 - о02 = 980 МПа, 8 = 5%. Обработанные
РКУ-прессованием ГЦК-металлы никель и медь имеют о02 = 600 МПа, 8 = 8%
и о02 = 400 МПа, 8=11% соответственно. Вторая и главная причина повы-
шенной пластичности заключается в следующем. Сталь 12Х18Н10Т после
РКУ-прессования способна при последующей деформации при растяжении
к мартенситному у—>а-превращению с реализацией TRIP-эффекта. Количе-
ство мартенсита деформации в стали после РКУ-прессования составляет
45 об.%, а после прокатки (е = 2,1) - 56 об.%. Меньшее количество а-фазы
в стали, подвергнутой РКУ-прессованию, по-видимому, связано с наличием
больших напряжений всестороннего сжатия, что сдерживает образование
фазы с большим удельным объемом и затрудняет протекание мартенситно-
го у—>а-превращения при таком методе деформации. При растяжении в об-
разцах прокатанной стали практически не образуется мартенсит деформа-
168
ции (количество a-фазы остается 56 об.%). В образцах, вырезанных из за-
готовок, прошедших РКУ-прессование, количество а-мартенсита при рас-
тяжении увеличивается в 1,5 раза - с 45 до 69 об.%, что подтверждает пред-
положение о пластичности, наведенной превращением (TRIP-эффекте).
Итак, при РКУ-прессовании метастабильной аустенитной стали
12Х18Н10Т, несмотря на чрезвычайно высокое упрочнение, формируется
оптимальное структурное состояние (размер микрокристаллитов, распреде-
ление дислокаций, фазовый состав и др.), более благоприятное для разви-
тия последующего мартенситного у—>а-превращения при растяжении, при-
водящего к увеличению характеристик пластичности (относительного уд-
линения).
Таким образом, равноканальное угловое деформирование простым
сдвигом аустенитной нержавеющей стали с явно выраженной метастабиль-
ностью аустенита, в отличие от деформации прокаткой, приводит не толь-
ко к резкому увеличению прочностных характеристик, но и к достижению
на порядок более высоких значений пластичности (относительного удлине-
ния). Это связано как с особенностями пластического деформирования ма-
териалов и формирования более равновесной микрокристаллической
структуры при РКУ-прессовании, так и преимущественно с оптимизацией
кинетики у—>а-превращения, что способствует развитию TRIP-эффекта.
3.3. ОБРАЗОВАНИЕ ФЕРРОМАГНИТНОГО МАРТЕНСИТА
В ОТНОСИТЕЛЬНО СТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЯХ
ПРИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Аустенитные стали во многих случаях используются в качестве высо-
копрочных немагнитных материалов в приборостроении, энергетике, су-
достроении и др. Поэтому устойчивость аустенита к образованию ферро-
магнитных фаз (мартенсита, феррита, цементита) является важной харак-
теристикой. В настоящем разделе представлены сведения по образованию
ферромагнитных фаз при холодной деформации в известных аустенитных
сталях 110Г13, 10Х18АГ18, 04Х20Н6Г11АМ2БФ, 45Г13103, ранее считав-
шихся достаточно устойчивыми по отношению к образованию мартенси-
тэ деформации.
3.3.1. Образование ферромагнитных фаз (мартенсита и карбидов)
при холодной деформации стали Гадфильда
В работе [30] проведено сравнительное исследование магнитных
ств холоднодеформированных аустенитных сталей ПОГ 13 (с 1,2 мас.%
_ и 13.4 мас.% Мп) и Г40 (с 40,5 мас.% Мп). При комнатной температуре, ко-
I - [ выше температуры Нееля для стали 110Г13, исходный недеформиро-
ый образец стали Гадфильда имеет прямую пропорциональную зависи-
п дельной намагниченности J от напряженности магнитного поля Н
. 3.7, кривая 1) [30], что характерно для парамагнетика. После холодной
- -'стической деформации прокаткой со степенью обжатия 30 и 50% отчет-
169
Рис. 3.7. Зависимость удельной намагниченности J
от напряженности магнитного поля Н и степени
деформации Д в стали 110Г13.
Деформация, %: 1 - 0,2 - 30, 3 - 50; измерения 4 в поле 2-10s А/м
либо наблюдается гистерезис на полевой
зависимости намагниченности (кривые 2
и 3). Причем по мере роста степени де-
формации удельная намагниченность рез-
ко увеличивается (кривая 4). Прирост
удельной намагниченности в поле Н =
= 2105 А/м за счет ферромагнитной фа-
зы составляет 12-10-2 А-м2/кг (Д - 50%),
что соответствует ~0,01% от удельной на-
магниченности чистого железа. Коэрци-
тивная сила Нс практически не изменяет-
ся с увеличением степени деформации и
имеет величину 0,1 • 10-5 А/м.
Пластическая деформация образцов
стали Г40 не приводит к появлению фер-
ромагнитной фазы даже при больших сте-
пенях деформации (85 и 98%) [30], а восприимчивости деформированных и
недеформированных образцов практически совпадают.
Ферромагнетизм стали Гадфильда может быть обусловлен образовани-
ем а-мартенсита деформации или ферромагнитных карбидов типа Fe3C при
деформационном старении. Приблизительная оценка размеров ферромаг-
нитных частиц a-фазы по коэрцитивной силе составляет 210-7 м. Отметим,
что в некоторых работах на репликах обнаруживали частицы примерно та-
кого размера [31]. Другими авторами [30, 32, 33] ни a-кристаллов, ни карби-
дов в деформированной стали Гадфильда не обнаружено.
Для определения ферромагнитной фазы в деформированных образцах
стали Гадфильда были выполнены термомагнитные исследования. Как по-
казало изучение удельной намагниченности деформированной стали Гад-
фильда [30] от температуры, основной вклад в намагниченность вносит
мартенсит деформации. Примерно 16% от удельной намагниченности при
25 °C приходится на долю легированных марганцем ферромагнитных кар-
бидов цементитного типа (Fe, Мп)3С с точкой Кюри Тс = 150 °C. Карбиды
могут, вероятно, выделяться в процессе локального разогрева при холодной
деформации как из а-мартенсита, так и из аустенита. Образование малого
количества а-мартенсита (<0,01 %) при сильной пластической деформации
можно ожидать в областях пересечения двойников деформации [34] или
около включений в обедненных углеродом и марганцем зонах.
Возможность образования а-мартенсита при таком специфическом спо-
собе поверхностной деформации, как трение, в метастабильных аустенит-
ных сталях известна [35]. Однако в отдельных случаях и в стабильных аус-
тенитных сталях формируются ферромагнитные продукты износа немар-
тенситного типа. Например, если в марганцевой аустенитной стали Г40 при
170
холодной прокатке (Д = 96%) ферромагнитная фаза вообще не образуется,
то при сухом трении она появляется в продуктах износа и, по всей видимос-
ти, представляет собой ферромагнитные оксиды [30].
3.3.2. Мартенситное превращение при холодной деформации
в высоколегированной азотсодержащей стали 10Х18АГ18
Исследование стабильных аустенитных сталей [36,37] показало, что после
больших пластических деформаций возникает ферромагнитная фаза малой
концентрации либо суперпарамагнитное состояние, обусловленное образова-
нием однодоменных ферромагнитных кластеров. В зависимости от состава
стали механизм формирования ферромагнитной фазы различный. Так, в ста-
лях системы Fe-Ni-Cr [36] при степенях деформации у > 80% зависимость
удельной намагниченности от напряженности магнитного поля о(Н) становит-
ся нелинейной, характерной для суперпарамагнитного состояния (рис. 3.8).
Это явление объясняется [36] обогащением никелем микрообластей у-матри-
цы из-за миграции точечных дефектов, возникающих при пластической де-
формации, к границам зерен, фрагментов и дислокациям. В сталях системы
Fe-Mn [37] после больших пластических деформаций наблюдался гистерезис
зависимости «намагниченность - магнитное поле» - о(Н), что свидетельству-
ет о появлении ферромагнитной фазы. Это объясняется образованием крис-
таллов а-мартенсита деформации в результате у—»а-превращения, например,
в обедненных по марганцу или углероду участках вокруг включений.
В настоящем разделе показана возможность получения ферромагнит-
ных кластеров или фаз в высоколегированных достаточно стабильных ау-
стенитных сталях системы Fe-Mn-Cr-N. Также представляло интерес по-
лучение мартенсита деформации с очень низким значением температуры
Кюри из-за высокой легированности стали (до 40% легирующих элемен-
тов). Для исследования выбрана закаленная от 1100 °C сталь 10Х18АГ21,
содержащая, мас.%: 0,07 С; 0,49 N; 21,0 Мп; 17,6 Сг [38]. Развитие фазовых
превращений фиксируется магнитометрически [39] и дилатометрически
по остаточному изменению длины об-
разца AL при комнатной температуре.
За меру относительного содержания де-
формационных двойников и е-мартенси-
та, в соответствии с методикой [40], при-
нимали величину дилатометрического
эффекта AL/L = (L - L,)/L|, где L и L, -
длины образцов при комнатной темпе-
ратуре до нагрева до 400 °C и после него
соответственно.
Рис. 3.8. Зависимость удельной намагниченности
от напряженности магнитного поля закаленных
сталей Х12Н15 (1), X12H30T3 (2), Х12Н30 (3) и де-
формированных сталей X12H30T3, Д = 80% (4) и
Х12Н30, Д = 97,7% (5)
171
Рис. 3.9. Зависимость твердости HRC (1) и дилато-
метрического эффекта AL/L (2) стали 10Х18АГ21
от степени деформации <|Л
‘Дилатометрический эффект образца, деформированного иа
у = 6% при Т = -196 °C
Металлографическая структура зака-
ленной стали представляет собой глобу-
лярные зерна с многочисленными двойни-
ками отжига, что свидетельствует о низ-
кой величине энергии дефектов упаковки
аустенита. Пластическая деформация за-
каленной стали приводит к монотонному
увеличению твердости (рис. 3.9, кривая 1)
по мере возрастания степени деформации
при Т = 20 °C. Так, после деформации с
обжатием \|/ = 60% твердость составляла 49 HRC, что более чем в 2 раза пре-
вышает твердость стали в закаленном недеформированном состоянии. Пла-
стическая деформация приводит к уширению рентгеновских рефлексов
(311 )у и (200)г что связано с ростом микроискажений и измельчением обла-
стей когерентного рассеяния (табл. 3.2). При пластической деформации
возникают дефекты упаковки, деформационные двойники и кристаллы е-
мартенсита. Их количество повышается с увеличением степени деформа-
ции, что подтверждается монотонным увеличением дилатометрического
эффекта AL/L с ростом степени деформации (рис. 3.9, кривая 2). В [38] по-
казано, что при охлаждении до -196 °C аустенит в подобных сталях устой-
чив по отношению к мартенситному превращению. Был обнаружен пере-
ход в антиферромагнитное состояние при температуре Нееля (-10 °C), а
при Т < -100 °C наблюдалось ГЦК—»ГЦТ-превращение.
После пластической деформации при Т = -196 °C структура аустенита
отличается повышенной дефектностью, о чем свидетельствует увеличение
более чем в 2 раза ширины линий (311)т и (200)у (см. табл. 3.2) по сравне-
нию с их шириной после деформации при комнатной температуре. Дилато-
метрический эффект в деформированном состоянии (при Т= -196 °C) поч-
ти в 3 раза больше, чем после аналогичных степеней деформации при ком-
натной температуре. На рис. 3.9 приведено сравнение AL/L после деформа-
ции \|/ = 6% (значение AL/L после деформации при Т = -196 °C отмечено
точкой). Можно предположить, что значительное увеличение дилатомет-
рического эффекта обуслов-
лено образованием е-мартен-
сита деформации при наибо-
лее низкой температуре.
Аустенит закаленной стали
10Х18АГ21 парамагнитен и
его магнитная восприимчи-
вость х = 1,6-10-5 см3/г. Плас-
тическая деформация при ком-
натной температуре до высо-
Таблица 3.2
Физическое уширение (р) линий (311)т и (200)т
стали 10Х18АГ21 после деформации с обжатием
у = 10% при разных температурах
Температура деформации, “С рх1О\ рад
(311), (200)у
24 7,1 2,7
-196 12,9 5.4
’ не. 3.10. Зависимость удельной намагниченности
" от напряженности магнитного поля Н в стали
1 ОХ 18АГ21 при температуре Т = 24 °C. т
** 'лтка: 1 - закалка; 2 - закалка + деформация (\р = 28%) при гп-
т = -196 °C; 3 - закалка + деформация (у = 28%) при Т = -196 °C S
+ отжиг при Т = 550 °C, 20 мин о
О
и? степеней (\/ = 12-95%) практически ь-
Ж меняет значение восприимчивости и
х?д зависимости удельной намагниченно-
ст от величины магнитного поля Н
'ис. 3.10, кривая 1). После пластической
деформации (ф = 28%) при Т = -196 °C наблюдается отчетливый гистере-
jhc зависимости <У(Н) (кривая 2). Увеличение удельной намагниченности
: ггавляет До/ап = 45% (о0 - удельная намагниченность исходного неде-
Г ''мированного образца при Н = 3 кЭ). Наличие гистерезиса зависимости
" I) однозначно свидетельствует о присутствии в аустените ферромагнит-
•ой мартенситной ОЦК-фазы [37]. Образец, содержащий ферромагнитную
ч азу, был нагрет до Т = 550 °C (изотермическая выдержка т = 30 мин),
еле такого нагрева гистерезис зависимости <у(Н) сохранился, что сви-
детельствует об отсутствии а—^'-превращения в этих условиях нагрева
с 3.10, кривая 3).
Приведенные на рис. 3.11, а, изотермические зависимости <т(Н) позво-
явют определить температуру перехода ферромагнитной фазы, образо-
к 1ейся после деформации при Т = -196 °C, в парамагнитное состояние.
I' - ю, что при Т = 460 °C зависимость <у(Н) становится почти линейной и
зктическп совпадает с аналогичной зависимостью исходного недефор-
ыжге ванного образца при этой же температуре, т. е. температура перехо-
да Ферромагнитной фазы в парамагнитное состояние -460 °C.
На рис. 3.11, б, пока-
зана зависимость прира-
щения удельной намаг-
ниченности с, обуслов-
ленного ферромагнит-
ной фазой, от темпе-
Рпс. 3.11. Зависимость удель-
ной намагниченности а от на-
пряженности магнитного по-
ля Н в стали 10Х 18АГ21 по-
сле деформации (щ = 28%)
при Т = -196 °C (а), построен-
ная при различных темпера-
турах и зависимость прирос-
та удельной намагниченнос-
ти Да от температуры (б).
Температура измерения. °C: I -24; 2-
100; 3 - 150; 4 - 200; 5 - 250: 6 - 300:
7 - 350 °C: 8 - 460; 9 - 500; 10 - 550:
11 - пслсформированпый образец
при Т = 550 °C
173
ной намагниченности а от на-
пряженности магнитного поля
Н стали 10X18АГ21 (а) в ис-
ходном недсформированном
состоянии (1), после деформа-
ции (V = 28%, Т = -196 °C) (2),
после такой же деформации и
отжига (20 мин) при 550 °C (3),
596 °C (4) и 640 °C (5), а так-
же зависимость удельной на-
магниченности (6) от темпе-
ратуры отжига (измерения
при Т = 24 °C)
ратуры по результа-
там, представленным
на рис. 3.11, а. Плав-
ный, без перегибов, ход зависимости о(Н) свидетельствует о том, что ма-
териал не содержит ферромагнитных фаз с Тс < 400 °C. Если оценить тем-
пературу Кюри образовавшейся ферромагнитной фазы по перегибу кри-
вой о(Н), то Тс ~ 400 °C и, как показано на рис. 3.10, термически обрати-
мый переход в парамагнитное состояние при этой температуре не обус-
ловлен а—^-превращением.
Чтобы определить температуру сх—>у-превращения, образцы выдержи-
вали 20 мин при Т > 500 °C, а затем при комнатной температуре измеряли
зависимость о(Н). На рис. 3.12, а представлена зависимость о(Н) для об-
разца, содержащего ферромагнитную фазу, после деформации у = 28%
при Т = -196 °C (кривая 2) и последующего отжига при Т = 550 °C (кри-
вая 3), Т = 596 °C (кривая 4) и Т = 640 °C (кривая 5). Видно, что после от-
жига при Т - 640 °C образец становится парамагнитным и имеет зависи-
мость о(Н), полностью совпадающую с аналогичной для у-аустенита этой
стали (рис. 3.12, а, кривые 1 и 5). Рис. 3.12, б построен по результатам
рис. 3.12, а, где на зависимости о(Тотж) показана температура а—^-пре-
вращения, равная 640 °C, что на =240 °C выше температуры Кюри обра-
зовавшейся ферромагнитной фазы. Сталь 10Х18АГ21 отличается высо-
ким содержанием легирующих элементов. Известно [41, 42], что для леги-
рованных твердых растворов на основе железа характерны концентраци-
онные неоднородности по типу ближнего расслоения размером в несколь-
ко межатомных расстояний.
Расслоения обусловлены различием в энергии связи железо-железо,
легирующий элемент - легирующий элемент, легирующий элемент - же-
лезо. Существенное влияние на этот процесс оказывают элементы внедре-
ния (углерод и азот), распределение атомов которых отличается от стати-
стически равномерного [44]. Следовательно, можно ожидать, что твердый
раствор закаленной стали 10Х18АГ21 содержит кластеры, обогащенные
или обедненные по легирующим элементам. Линейная зависимость о(Н)
(см. рис. 3.10, кривая 1) исходного закаленного состояния свидетельствует
о том, что если подобные кластеры существуют в сплаве, то они либо не-
174
ферромагнитны, либо их концентрация так мала, что не приводит к супер-
парамагнитному состоянию.
Снижение температуры деформации до -196 °C обусловлено двумя
причинами. Во-первых, магнитная неоднородность усиливается в магни-
тоупорядоченном состоянии при низких температурах [43]. Во-вторых,
диффузия всех элементов уменьшается, а концентрация точечных дефек-
тов, возникающих при пластической деформации, увеличивается, что
усиливает вероятность образования кластеров. Действительно, деформа-
ция при Т = -196 °C выявила присутствие в аустените ферромагнитной
фазы (см. рис. 3.10, кривая 2). Однако анализ изотермических зависимос-
тей а(Н) на рис. 3.11 приводит к выводу, что природа наблюдаемого гис-
терезиса а(Н) иная, чем в [36]. Ферромагнитной фазой являются дисперс-
ные мартенситные ОЦК-кристаллы, которые испытывают при нагреве
обратное мартенситное превращение а—»у при температуре 640 °C. Оцен-
ка по коэрцитивной силе Нс == 200 Э дает размер кристаллов ~ 10-20 нм, а
концентрация, вычисленная по приросту удельной намагниченности До,
составляет -0,02%.
Механизм образования дисперсных кристаллов мартенсита можно
представить следующим образом. В стали 10Х18АГ21, как и во многих
других аустенитных сталях на Fe-Mn-основе [40], наблюдается упорядоче-
ние ДУ и изменение тонкой структуры аустенита при растяжении в усло-
виях последовательного снижения температуры. При комнатной темпера-
туре деформации образуются дислокации, появляются одиночные и пере-
крывающиеся дефекты упаковки (пакеты ДУ) по нескольким плоскостям
[ 111 }у, т. е. тонкие двойники деформации (ДД). Об этом свидетельствуют
как электронно-микроскопические [45], так и дилатометрические данные
(см. рис. 3.9, кривая 2). При снижении температуры деформации происхо-
дит дальнейшее упорядочение ДУ, что приводит к появлению тонких пла-
стин достаточно совершенной Е-фазы, т. е. в аустените образуются паке-
ты ДД + е. Появление Е-фазы обусловливает значительное увеличение ди-
латометрического эффекта (отмечено точкой на рис. 3.9). Толщина плас-
тин Е-фазы в пакете ДД + £ не превышает 20 нм. Внутри этих пластин под
действием деформации происходит фазовое Е—>а-превращение, что и спо-
собствует диспергированию образующейся мартенситной a-фазы. Крис-
таллы дисперсного а-мартенсита наблюдались в [46] после больших пла-
стических деформаций стали 45Г17ЮЗ, где в сильно фрагментированных
участках полосы некристаллографического сдвига обнаружены кристал-
лы а-мартенсита длиной 10-20 нм и толщиной 3 нм. Появление а-мартен-
сита на пересечении пластин Е-фазы с ГПУ-решеткой объяснено Шума-
ном [34] кристаллогеометрией сдвига, когда в этом случае решетка ГПУ
становится близкой к решетке ОЦК-мартенсита. Малая концентрация
а-мартенсита обусловлена невысокой концентрацией Е-фазы после де-
формации при Т = -196 °C (е < 5%) и, возможно, Е-фаза образуется лишь
в областях с сильно фрагментированной структурой. Действительно,
табл. 3.2 позволяет заключить, что размер областей когерентного рассе-
яния после деформации при Т = -196 °C в 2 раза меньше, чем после де-
формации при Т = 24 °C.
175
Переход в парамагнитное состояние а-мартенсита при Тс ~ 400 °C опре-
деляется магнитным фазовым переходом. Температура начала а—^-пре-
вращения значительно выше. Столь низкое значение температуры Кюри
а-мартенсита для сплавов железа обусловлено высоким содержанием Мп и
Сг, которые, согласно [47], интенсивно снижают температуру Кюри в спла-
вах железа. Низкая температура Кюри (Тс = 460 °C) ранее наблюдалась
лишь в работе [48] на стали близкого состава 10Х18АГ20 в двухфазном
псевдомонокристалле. Понятно, что добавление Сг и Мп не только снижа-
ет Тс, но и в существенной мере стабилизирует аустенитное состояние по
отношению к образованию мартенсита охлаждения, а тем более мартенси-
та деформации. Поэтому достаточно неожиданным является обнаружение
0,02% ферромагнитного мартенсита после деформации при Т = -196 °C [49].
Можно предположить, что образование а-мартенсита деформации со столь
низким значением Тс может происходить только в сильно легированных Сг
и Мп сталях в условиях, благоприятных для предварительного появления
е-мартенсита.
3.3.3. Мартенситные превращения и изменение магнитных
свойств стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ при холодной деформации
Аустенитные азотсодержащие хромомарганцевые стали известны
[50-56] как высокопрочные неферромагнитные материалы, обладающие
высоким сопротивлением коррозионному растрескиванию под напряжени-
ем (КРН) и имеющие низкую магнитную проницаемость (р. < 1,01 Гс/Э).
Обычно высокие характеристики прочности и ударной вязкости стойких к
КРН аустенитных сталей достигаются за счет твердорастворного упрочне-
ния азотом, выделения небольшого количества наноразмерных карбонит-
ридов и создания дислокационной субзеренной структуры с помощью до-
полнительной высокотемпературной термомеханической обработки
(ВТМО), теплой или холодной деформации [53, 54]. В зависимости от со-
става и предварительной обработки азотсодержащие аустенитные стали
могут образовывать ферромагнитный а-мартенсит при холодной дефор-
мации, что может увеличить магнитную проницаемость стали выше допу-
стимого уровня.
В работе [56] исследовали высоколегированную аустенитную сталь
04Х20Н6Г11АМ2БФ (0,04C-20Cr-6Ni-l lMn-0,45N-2Mo-Nb-V) электро-
шлакового переплава, содержащую 0,45 мас.% азота. Бруски из стали на-
гревали до 1100 °C, выдерживали 20 мин и закаливали в воде. После закал-
ки фрезеровкой удаляли окалину и слой металла до поперечного сечения
10x10 мм2. Дальнейшую деформацию на разные степени (от 8 до 97%) про-
водили в ручьевых валках при различных температурах. Часть образцов де-
формировали при температуре 25 °C, другую часть - при -75 °C, третью -
при -196 °C. Из полученных после деформации прутков электроискровым
методом вырезали диски толщиной ~0,5 мм, из которых также электроис-
кровым методом изготавливали образцы для магнитных измерений в виде
параллелепипедов размером -4x4x0,5 мм3. После вырезки проводили элек-
трохимическую полировку. Образцы имели массу от 30 до 50 мг.
176
При измерениях намагниченности направление магнитного поля нахо-
дилось в плоскости параллелепипеда 4x4 мм2, а градиент магнитного поля
был ориентирован перпендикулярно этой плоскости. Намагниченность
вдоль направления магнитного поля измеряли на магнитных весах Фарадея
по силе втягивания образца в неоднородное магнитное поле. Измерения на-
магниченности в фиксированных полях 4, 2 и 1 кЭ проводили при непре-
рывном и ступенчатом нагреве в вакууме со скоростью 2 °С/мин. При сту-
пенчатом нагреве повышали температуру на 100 °C, затем охлаждали обра-
зец на 50 °C, снова нагревали на 100 °C и охлаждали на 50 °C и т. д. Темпе-
ратурная зависимость намагниченности при трех значениях магнитного по-
ля позволяет определить, обусловлено ли температурное снижение намаг-
ниченности температурой Кюри ферромагнетика, поскольку в парамагнит-
ном состоянии соответствующие значения намагниченности соотносятся
друг с другом так же, как их магнитные поля - 4:2:1. Все температурные из-
мерения проводились в вакууме ~10“2 Па.
Структуру и фазовый состав деформированной стали исследовали на
фольгах в электронном микроскопе JEM 200СХ при ускоряющем напряже-
нии 160 кВ в режиме микродифракции, светлых и темных полей.
Изменение магнитных свойств стали в зависимости от температуры и
степени деформации. Зависимость удельной намагниченности при комнат-
ной температуре от величины магнитного поля после различных обработок
стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ представлено на рис. 3.13, а (на рис. 3.13, б эти
кривые показаны в более крупном масштабе вблизи нулевого поля) [56].
Как видно из кривых 1-3, деформация прокаткой с обжатием 97% при 25 °C
и с обжатием 58% при -75 °C не изменяет исходной намагниченности ста-
ли - зависимость удельной намагниченности о от магнитного поля Н оста-
ется прямопропорциональной, что характерно для парамагнетика и свиде-
тельствует об отсутствии ферромагнитного мартенсита после таких доста-
точно высоких степеней деформации. Холодная деформация при темпера-
туре кипения жидкого азота (-196 °C) на 8 (кривая 4), 16,6 (кривая 5) и 28,5%
• кривая 6) приводит к отклонению зависимости о(Н) от прямолинейности и
вызывает появление магнитного гистерезиса (коэрцитивная сила Нс дости-
гает ~0,3 кЭ). Увеличение степени деформации от 8 до 28,5% при -196 °C
немного увеличивает коэрцитивную силу и заметно повышает удельную
намагниченность (рис. 3.14): от 0,07 до 0,38 Гс-см3/г. Это свидетельствует о
возрастании количества мартенсита деформации приблизительно до
- 0,2%. Однако такой небольшой его прирост мало изменяет магнитную
проницаемость стали и она остается «маломагнитной» в пределах допусти-
мого уровня (до ~ 1 % ферромагнитной фазы).
На рис. 3.15 представлена температурная зависимость удельной на-
магниченности деформированной на 28,5% (при -196 °C) стали
0-Х20Н6Г11АМ2БФ в магнитных полях 4, 2 и 1 кЭ (кривые 4а, 2а, 1а со-
ответственно) при нагреве со скоростью 2 °С/мин до 800 °C. При темпе-
ратуре Тс ~ 520 °C наблюдается переход стали из ферромагнитного со-
стояния в парамагнитное. Эта температура является температурой Кюри
з-мартенсита. Парамагнитность стали при температурах выше 520 °C
доказывается по соотношению намагниченностей (4:2:1), что совпадает
177
Магнитное поле, кЭ
Рис. 3.13. Зависимость удельной намагниченности стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ при комнат-
ной температуре от величины магнитного поля после различных обработок (а), то же в уве-
личенном масштабе (б).
Обработки: 1 - закалка; 2 - деформация 97% при 20 °C; 3 - деформация 58% при -75 °C; 4 - деформация 8% при -196 °C;
5 - деформация 16.6% при -196 °C; 6 - деформация 28.5% при -196 °C; 7 - деформация 28.5% при -196 °C + отжиг 400 °C,
72 ч; 8 - деформация 28,5% при -196 °C, затем нагрев со скоростью 2 °С/мин до 600 °C и быстрое охлаждение; 9 - дефор-
мация 28,5% при -196 °C, отжиг 400 °C, 72 ч, затем нагрев 800 °C, выдержка 15 мин н быстрое охлаждение
Рис. 3.14. Зависимость удельной намагни-
ченности стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ при
комнатной температуре в магнитном поле
2 кЭ от степени деформации при -196 °C
с соотношением магнитных полей
- 2 и 1 кЭ (см. рис. 3.15). Видно,
что в интервале температур
3S0...480 °C наблюдается увеличе-
ние намагниченности в сравнении с
нисходящей кривой обычной тем-
пературной зависимости удельной намагниченности мартенсита.
Этот прирост намагниченности объясняется диффузионным распадом
аустенита с увеличением количества ферромагнитного феррита так же,
как это имеет место в деформированной стали 45Г17ЮЗ. Дополнитель-
ный отжиг деформированной (на 28,5% при -196 °C) стали
34Х20Н6Г11АМ2БФ в течение 72 ч при 400 °C привел к увеличению на-
магниченности от 0,38 до 0,47 Гс см3/г в поле 2 кЭ (сравните кривые 6 и
V на рис. 3.13, а), что отвечает приросту количества ферромагнитной фа-
зы (в данном случае феррита) на 1/4 - примерно от 0,20 до 0,25%. По всей
видимости, такое небольшое количество феррита образовалось на крис-
таллах отпущенного мартенсита, как на подкладке. Таким образом, аус-
тенит стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ, в отличие от аустенита стали 45Г17ЮЗ,
является достаточно устойчивым к распаду при повышенных температу-
рах (380...480 °C) даже в присутствии зародышей ОЦК-фазы. Аналогич-
- 'с. 3.15. Зависимость удельной намагниченности в магнитном поле 4, 2 и 1 кЭ стали
--Х20Н6Г1IАМ2БФ, предварительно деформированной при -196 °C на 28,5% (кривые 4а,
2а. 1а) и деформированной при 20 °C на 97% (кривые 4b, 2b, 1b) соответственно, от темпера-
туры. Скорость нагрева 2 °С/мин в интервале 25...800 °C
179
Рис. 3.16. Зависимость удельной намагниченности в поле 4 кЭ от температуры при много-
кратном ступенчатом нагреве и охлаждении (нагрев на 100 °C, измерение + охлаждение на
50 °C, измерение и т. д.) образца стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ, деформированного на 28,5%
при -196 °C.
Скорость изменения температуры в промежутках между измерениями 5 °С/мин. Нумерация показывает последова-
тельность измерений
ная температурная зависимость удельной намагниченности стали
04Х20Н6Г11АМ2БФ, деформированной на 97% при 25 °C (кривые 46, 26,
16), не имеет каких-либо особенностей. Окисления при нагреве деформи-
рованной стали с образованием ферромагнитных оксидов железа также
не происходит. Намагниченность не меняется при нагреве и сталь остает-
ся во всех случаях парамагнитной.
На рис. 3.16 представлены результаты ступенчатого изохронного нагрева
на 100 °C и охлаждения на 50 °C (через каждые 100 °C) деформированного на
28,5% (при -196 °C) образца стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ. Нумерация точек по-
казывает последовательность измерений. В интервале 25...200 °C намагни-
ченность изменяется обратимо с температурой и никаких фазовых превраще-
ний не происходит. В диапазоне 250.. .500 °C намагниченность необратимо по-
вышается при каждом дискретном снижении температуры на 50 °C, что сви-
детельствует о распаде аустенита с увеличением количества ферромагнитной
фазы (феррита). При 500...550 °C намагниченность необратимо понижается
при снижении температуры на каждые 50 °C, что говорит о развитии обрат-
ного а-у-превращения. Нагрев стали до 600 °C приводит к частичному обрат-
ному а-у-превращению (см. рис. 3.13, кривая 8 и рис. 3.16). Удельная намагни-
ченность уменьшается от 0,33 до 0,19 Гссм’/г (см. рис. 3.16), что соответству-
ет превращению в аустенит почти половины мартенсита деформации. Окон-
чание а-у-превращения происходит при нагреве до -800 °C. Образец стано-
вится снова парамагнитным после нагрева до 800 °C (рис. 3.13, кривая 9).
180
Структурные изменения при холодной деформации. Как следует из
магнитных измерений, образование небольшого количества ферромаг-
нитного et-мартенсита (до 0,2%) наблюдается в стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ
только в процессе холодной деформации при -196 °C. Такой образец был
подвергнут электронно-микроскопическому исследованию. На рис. 3.17
представлены светлопольное изображение структуры деформированной
на 28,5% при -196 °C стали, микродифракция и темнопольные изображе-
ния в рефлексе (002) мартенсита. Как видно на рис. 3.17, б, на электроно-
грамме присутствуют рефлексы от всех трех фаз: исходного аустенита,
«-мартенсита деформации и Е-мартенсита. Наблюдается типичная струк-
тура холоднодеформированной хромомарганцевой аустенитной стали с
пониженной энергией дефектов упаковки. В аустенитной матрице форми-
руются тонкие пластины Е-мартенсита, в пределах которых располагают-
ся наноразмерные разориентированпые кристаллы «-мартенсита (в коли-
честве ~0,20%). Темнопольное изображение (рис. 3.17, в, г) в рефлексе
(002)а позволяет оценить размеры а-кристаллов: преобладают кристаллы
толщиной 20-50 нм.
Таким образом, холодная деформация предварительно закаленной азот-
содержащей стали 04Х20Н6Г11 АМ2БФ на 58% при -75 °C и 97% при 20 °C
не вызывает появления ферромагнитного мартенсита и не изменяет ее па-
рамагнитных свойств. Деформация на 8-25,8% при криогенных температу-
рах (-196 °C) приводит к образованию тонких пластин Е-мартенсита, в пре-
делах которых формируется очень небольшое количество (~0,20%) ферро-
магнитного «-мартенсита. Отмеченное появление «-мартенсита деформа-
ции не приводит к снижению магнитной проницаемости стали ниже допус-
тимого уровня.
3.3.4. Образование мартенсита и феррита в аустенитной стали
40Г17ЮЗ при деформации и термообработке
Мартенситные превращения при холодной деформации. В работе [46]
электронно-микроскопическими и магнитометрическими исследованиями
показано, что пластическая деформация марганцевой аустенитной стали
45Г17ЮЗ со степенью обжатия 50% и более вызывает появление неферро-
магнитных Е, Е'-фаз и дисперсных ферромагнитных кристаллов «-мартенси-
та. Парамагнитная сталь 45Г17ЮЗ имеет температуру антиферромагнитно-
го упорядочения TN ~ 20 °C и используется как слабомагнитный материал,
обладающий магнитной восприимчивостью % ~ 0,4-1 О’4 см3/г. Некоторые
парамагнитные аустенитные стали при внешнем воздействии (нагрев, плас-
тическая деформация, облучение) могут оказаться нестабильными и перей-
ти из слабомагнитного состояния в ферромагнитное, на несколько поряд-
ков увеличив магнитную восприимчивость. Это зачастую не позволяет ис-
пользовать слабомагнитные стали по назначению, если к ним предъявля-
ются особые требования по магнитным свойствам.
Сталь 45Г17ЮЗ считается достаточно устойчивой по отношению к мар-
тенситному у—эа-превращению при деформации. В работе [57] отмечено,
что пластическая деформация с обжатием 70% не вызывает превращений в
181
Рис. 3,17. Структура стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ после закалки от 1100 °C и прокатки на 28,5% при -196 °C:
а - светлопольное изображение; б - микродифракция; в, г - темнопольные изображения в составном рефлексе (002)а + (102)f
аустените и не изменяет магнитные свойства этой стали. При увеличении
степени деформации до 90% и использовании высокочувствительной маг-
нитометрии предполагалось [46] обнаружить даже незначительные измене-
ния магнитных свойств в марганцевой стали 45Г17ЮЗ, что необходимо для
определения возможных условий обработки и ее использования в качестве
слабомагнитного материала.
Магнитометрические исследования стали 45Г17ЮЗ после закалки от
1100 °C и деформации были выполнены на магнитных весах Фарадея с ав-
токомпенсацией [30]. Исходные недеформированные образцы вырезали
из середины листа толщиной 20 мм, а перед пластической деформацией
окисленный поверхностный слой удаляли механообработкой на глубину
до 0,6 мм. Образцы, как исходные, так и приготовленные для пластичес-
кой деформации, проходили электрополировку, чтобы исключить загряз-
нение поверхности ферромагнитными частицами. Прокатку образцов на
разные степени деформации осуществляли в ручьевых и гладких валках
при комнатной температуре. После пластической деформации образцы,
предназначенные для магнитных измерений, электрополировали, снимая
слой 0,05 мм.
На рис. 3.18 представлена зависимость удельной намагниченности с
от напряженности магнитного поля Н для исходного иедеформированно-
го образца (кривая 1) и образцов, деформированных на различные степе-
ни (кривые 2-5). Степень деформации приведена в абсолютных единицах
Е - lnS0/S, где So - сечение исходного образца, S - после прокатки. Видно,
что в исходном состоянии недеформированный образец парамагнитен и
имеет прямопропорциональную зависимость о(Н) с восприимчивостью
% = 0,4 КГ4 см3/г. По мере увеличения степени деформации образцы ста-
новятся ферромагнитными с отчетливой петлей гистерезиса, причем при
степени деформации г = 2,15 (обжатие 88,4%) удельная намагниченность
увеличивается на порядок. Коэрцитивная сила практически не изменяет-
ся с ростом деформации и составляет Нс ~ 350-Л00 Э. Размеры ферромаг-
нитных выделений, рассчитанные по значениям Нс, составляют ~10 нм.
С увеличением степени деформации удельная намагниченность возрастает
(кривые 2-5). Полученные результаты обобщены на вставке к рис. 3.18,
где приведена зависимость удельной намагниченности о от степени де-
формации е в поле Н = 5 кЭ.
Гистерезисный характер зависимости о(Н), проявляющийся в деформи-
рованных образцах стали 45Г17ЮЗ, свидетельствует о появлении в них фер-
ромагнитной фазы, количество которой увеличивается по мере повышения
степени деформации. При деформации образуется а-мартенсит, что под-
тверждено микродифракционным анализом. По приросту удельной намаг-
ниченности можно оценить количество образующейся ферромагнитной
фазы. Так, в образцах с истинной деформацией Е = 2,15 содержание мартен-
сита деформации составляет ~2,3%. Поскольку при деформировании не
происходит заметного изменения коэрцитивной силы, можно предполо-
жить, что размеры кристаллов a-фазы не изменяются при увеличении об-
жатия, но их число неуклонно растет, о чем свидетельствует повышение
удельной намагниченности.
183
-5
Магнитное поле, кЭ
Рис. 3.18. Зависимость удельной намагниченности G от напряженности магнитного поля Н
образцов, деформированных после закалки от 1100 °C на различные степени деформации
После закалки от 1150 °C сталь 45Г17ЮЗ находилась в аустенитном со-
стоянии. Холодная пластическая деформация вызвала образование де-
формационных двойников, а-мартенсита и неферромагнитных мартен-
ситных фаз с ГПУ-решеткой (Е-фаза) и многослойной решеткой 18R («'-
фаза). Известно [58], что введение углерода или кристаллических дефек-
тов в Fe-Mn-аустенит с 17-20% марганца способствует формированию е'-
фазы. Старение стали 45Г17ЮЗ при 610 °C в течение 20 ч, вызывающее
выделение карбидов и уменьшение параметра решетки аустенита до 3,614
А, также способствует образованию многослойной мартенситной Е'-фазы
при охлаждении до 20 °C. На рис. 3.19 представлена структура тонкоплас-
тинчатой Е'-фазы, даны электронограммы и обобщенная схема их расши-
фровки. Фаза е' дисперсна (рис. 3.19, б) и имеет несколько ориентаций
(рис. 3.19, а) в пределах одного аустенитного зерна. На дифракционной
картине (рис. 3.19, в) наряду с четкими рефлексами аустенита (ось зоны
[110]у) наблюдаются тонкие диффузионные полосы (тяжи) в направлении
[1П]Г на_которых, в частности, расположены рефлексы (11.4), (11.7),
(11.10), (11.13), (11.16) Е'-мартенсита.
Расстояние между ближайшими рефлексами Е'-мартенсита составляет
1/6 расстояния между рефлексами (111) и (220) аустенита. Вся группа е'-ре-
флексов (до 6 между у-отражениями [58]) сдвинута к (111)7 так, что к нему
ближе рефлекс 11.7, чем 11.4. Рефлексы более отчетливо выявляются на
диффузной полосе при небольшом изменении наклона фольги и приблизи-
тельном сохранении оси зоны [110]у. На рис. 3.19, в, представлены две эле-
ктронограммы с указанными рефлексами Е'-фазы от фольги при двух уг-
лах наклона, отличающихся на ~2 град (отмечены точками, рис. 3.19, г).
184
Рис. 3.19. Микроструктура стали 45Г17ЮЗ
(а), темнопольное изображение е'-фазы
(б) в рефлексе (11.16)f-, электронограммы
(в) и схема их расшифровки (г).
Обработка: закалка от 1100 °C + старение при 600 °C,
10 ч
Следует указать, что рентгеновская съемка состаренного и деформиро-
ванного поликристаллического образцов стали 45Г17ЮЗ в отфильтрован-
ном медном излучении на дифрактометре не позволила выявить отраже-
ния от Е'-фазы (а также от Е-фазы) из-за их малого количества и сильной
размытости рефлексов вследствие дефектности и малой толщины дис-
персных Е'-пластин.
Холодная пластическая деформация как закаленной, так и состаренной
стали 45Г17ЮЗ заметно увеличивает количество Е'-мартенсита. При этом
появляется и Е-фаза с ГПУ-решеткой. Общее количество Е- и Е'-фаз не пре-
вышает 20-30%. На рис. 3.20 даны темнопольное изображение Е-фазы, эле-
ктронограмма и схема ее расшифровки. Морфологически мартенсит с
ГПУ-структурой (Е-фазы) в стали 45Г17ЮЗ отличается от Е'-фазы большей
толщиной пластин.
Наличие мартенситных Е- и Е'-фаз в стали 45Г17ЮЗ подтверждается ди-
латометрическими исследованиями: при нагреве стали в интервале темпе-
ратур 100...370 °C наблюдается необратимое изменение формы дилатоме-
трической кривой, свидетельствующее о развитии обратного мартенситно-
го превращения е, е'—>у с линейным эффектом превращения 0,09%
185
Рис. 3.20. Темнопольное изображение е-фазы стали 45Г17ЮЗ в рефлексе, (10.1)е электроно-
грамма (а) и схема ее расшифровки (б).
Обработка стали: старение при 600 °C, 10 ч + холодная деформация прокаткой с обжатием 88%
(рис. 3.21). Так как деформированный дилатометрический образец анизот-
ропен. преобладает осевая текстура, то знак дилатометрического эффекта
(уменьшение длины при нагреве) противоположен ожидаемому из-за обра-
зования у-фазы с большим удельным объемом. Аналогичные дилатометри-
ческие аномалии Е-содержащей стали 40Х4Г18 из-за сдвигового характера
£—уу-превращений обнаружены авторами работы [59].
Деформация аустенита осуществляется не только скольжением, у—>е-,
£'-превращением. но и двойникованием. На рис. 3.22 представлены микро-
двойники деформации и электронограмма. Отметим, что все перечислен-
ные структурные и фазовые превращения при деформации практически не
влияют на намагниченность стали 45Г17ЮЗ, оставляя ее на низком уровне,
свойственном парамагнитным сплавам.
Когда степень деформации достигает 50%, начинают появляться поло-
сы «некристаллографического» сдвига [60] на фоне линий скольжения,
двойников и Е-. Е'-пластин, внутри которых обнаруживаются дисперсные
кристаллы ферромагнитного а-мартенсита. На рис. 3.23 представлен край
полосы некристаллографического сдвига,
на котором наблюдается сильная фраг-
ментация и разворот аустенитных фраг-
ментов на большие углы. Электронограм-
ма этой зоны, полученная при диаметре
селекторной диафрагмы 1 мкм, является
практически кольцевой, свидетельствую-
Рис. 3.21. Дилатометрический аномальный эффект
при Е-, е'—>у-превращении в текстурованном образ-
це предварительно закаленной стали 45Г17ЮЗ
186
3 22 Двойники деформации в стали 45Г17ЮЗ. электронограмма (а) и схема ее расшиф-
ровки (б)
щей о поликристалличности у-фазы в этом участке с размерами фрагмен-
тов 0.1-0,2 мкм. Прилегающий к зоне некристаллографического сдвига
. . а сто к (рис. 3.23, левая часть) имеет практически одну исходную ориента-
ию с монокристальной дифракцией. С ростом степени деформации увели-
лвается количество сильно фрагментированной структуры. Дисперсные
ф ерромагнитные кристаллы a-фазы обнаружены именно в этих фрагмен-
нрованных участках некристаллографического сдвига. На рис. 3.24 дано
“емнопольное изображение кристаллов дисперсного а-мартенсита в ре-
флексе типа (200)а. Размеры тонких кристаллов в деформированной на 92%
. гали 45Г17ЮЗ составляют 3-10 нм. Вероят-
это фрагменты деформированных мар-
тенситных а-пластин с минимальной толщи-
- ой ~3 нм. Эта величина близка к рассчитан-
ном по магнитным измерениям размерам
- металлов ферромагнитной фазы, вызыва-
- шей наблюдаемое изменение магнитных
-вэйств стали 45Г17ЮЗ при холодной про-
катке. Судя по светлопольным изображени-
ем. длина дисперсных а-крис галлов мартен-
. тга деформации может достигать 10-20 нм.
бъяснить появление такого небольшого
: 3.23. Равномерно деформированная у-матрица
_:ева> и край полосы некристаллографического
. ига (справа) с электронограммами, соответствую-
_ чи монокристаллической и поликристаллической
областям. Сталь 45Г17ЮЗ.
Обработка: закалка + холодная деформация 92%
0,5 мкм
187
0,1 мкм
Рис. 3.24. Темнопольное изображение в рефлексе
(200) дисперсных кристаллов а-мартенсита закален-
ной от 1100 °C и деформированной на 92% стали
45Г17ЮЗ
количества а-мартенсита в сильнодеформи-
рованном марганцевом аустените, вероятно,
можно в соответствии с представлениями
Шумана [34]. Он считает, что зародышами
a-фазы в подобных сплавах могут служить
редко встречающиеся области пересечения
Е-пластин (в нашем случае и s'-пластин), где
решетка по кристаллогеометрии после
двойного разнонаправленного сдвига у—>£
становится близкой к решетке ОЦК-фазы.
Возможно, нестабильность ГЦК-ре-
шетки по отношению к образованию О ЦК-мартенсита связана и с возник-
новением локальных субмикронеоднородностей состава при движении на
стоки большого количества точечных дефектов, созданных при интенсив-
ной фрагментации исходной структуры в полосах некристаллографичес-
кого сдвига.
Таким образом, холодная пластическая деформация с обжатием менее
50% как закаленной, так и состаренной стали 45Г17ЮЗ вызывает образова-
ние полос скольжения, микродвойников и двух мартенситных фаз - много-
слойной Е'-фазы с решеткой 18R и Е-фазы с ГПУ-решеткой. Указанные
структурные и фазовые превращения не изменяют величину намагниченно-
сти и магнитной восприимчивости стали, оставляя ее в парамагнитном состо-
янии выше температуры Нееля TN ~ 20 °C (% ~ 0,4-10-4 см3/г). Увеличение
степени холодной деформации до 50% и более вызывает появление сильно
фрагментированных полос некристаллографического сдвига, в которых по-
являются дисперсные кристаллы а-мартенсита толщиной 3-10 нм. С образо-
ванием а-мартенсита при холодной деформации сталь 45Г17ЮЗ становится
частично ферромагнитной с отчетливо выраженной гистерезисной зависи-
мостью о(Н). Удельная намагниченность при деформации Е = 2,15 (обжатие
88,4%) возрастает на порядок, соответствуя содержанию 2,3% ферромагнит-
ного а-мартенсита. Коэрцитивная сила a-содержащей стали практически не
зависит от степени деформации и составляет 350-400 Э.
Образование феррита в аустенитной стали 45Г17ЮЗ и ее превращение в
сильный ферромагнетик. Авторы [61] обнаружили интенсивный распад ау-
стенита стали 45Г17ЮЗ при 500 °C с образованием микродуплекс структу-
ры «феррит-карбид Ме23С6» в областях некристаллографического сдвига,
формирующихся при предварительной холодной деформации. Деформаци-
онно-активируемый распад аустенита переводит сталь 45Г17ЮЗ из класса
парамагнетиков в разряд сильных ферромагнетиков. В литературе [28, 46,
57] обсуждается несколько возможностей получения ферромагнитных со-
ставляющих в этой стали, существенно повышающих се магнитную воспри-
имчивость: образование ферромагнитных оксидов; обезуглероживание по-
188
Рис. 3.25. Зависимость удельной намагни-
ченности о от напряженности магнитного
поля Н в аустенитной стали 45Г17ЮЗ после
закалки от 1100 °C и отжига при 470 °C, 20 ч
(1); 610 °C, 8 ч (2); 610 °C, 20 ч (3). Измере-
ния при 22 °C
верхностного слоя при высоких тем-
пературах обработки, что дестаби-
лизирует аустенит и вызывает фор-
мирование ферромагнитного мар-
тенсита при охлаждении [28]; фор-
мирование а-мартенсита при холодной пластической деформации [46]; рас-
пад аустенита на перлит при температурах отжига 450...600 °C [57]. Ско-
рость перлитного превращения в значительной мере усиливается предвари-
тельной пластической деформацией. В работе [57] не приводятся абсолют-
ные значения изменения намагниченности при распаде аустенита, что не
позволяет судить о количественном изменении магнитных свойств стали
45Г17ЮЗ.
Пластическая деформация парамагнитной аустенитной стали 45Г17103
приводит к образованию трех мартенситных фаз: е, г' и а, двойников де-
формации и сильно фрагментированных полос некристаллографического
сдвига. Можно было предполагать, что такие значительные структурные и
фазовые превращения в деформированном материале могут в существен-
ной степени повлиять на условия распада аустенита и изменить магнитные
свойства стали в интервале предполагаемого перлитного превращения
(450...500 °C).
Длительные выдержки до 20 ч закаленней недеформированной стали
45Г17ЮЗ практически не вызывают распад аустенита в перлитной области
и не изменяют ее парамагнитных свойств. После 20-часового отжига при
470 °C зависимость удельной намагниченности о от напряженности магнит-
ного поля Н является прямолинейной (характерной для парамагнетика) и
совпадает с аналогичной для исходного закаленного образца (рис. 3.25, кри-
вая 1). Отжиг при 610 °C в течение 8 ч сохраняет парамагпитность, несколь-
ко увеличивая магнитную восприимчивость (кривая 2). Увеличение дли-
тельности отжига при 610 °C до 20 ч приводит к незначительному отклоне-
нию от прямолинейной зависимости в области малых полей и увеличению
удельной намагниченности на ~0,01 Гс-см3/г (рис. 3.25, кривая 3), что может
быть объяснено появлением цементита или развитием начальных стадий
ферритообразования (возможное количество а-фазы <0,01 %). Однако в по-
следнем случае должна наблюдаться петля гистерезиса на зависимости
о(Н), что в наших экспериментах не обнаружено. Отсутствие распада в рай-
оне температур 400...600 °C подтверждается и дилатометрическими иссле-
дованиями: при скорости нагрева образцов 8 град/мин на дилатометричес-
ких кривых не наблюдается каких-либо заметных перегибов, свидетельст-
вующих об образовании а-фазы.
Устойчивость аустенита стали 45Г171ОЗ к распаду резко уменьшается
после сильной предварительной деформации. На рис. 3.26 представлены
189
Рис. 3.26. Дилатометрические кривые нагре-
ва (1) и охлаждения (2) стали 45Г17ЮЗ, пред-
варительно закаленной и деформированной
прокаткой на 92,6% (е = 2,6)
дилатометрические кривые нагрева
и охлаждения образцов со скоро-
стью 8 град/мин после закалки и хо-
лодной деформации со степенью
обжатия = 92,6%.
В низкотемпературной области
на кривой нагрева (участок АВ) на-
блюдаются необратимые отклоне-
ния от прямолинейной зависимости, свидетельствующие о фазовом превра-
щении. Это может быть связано с Е-, е'—уу-превращением, реализующимся в
интервале температур 100...370 °C. Так как а- и у-фазы имеют больший
удельный объем, чем Е- и Е'-фазы, то Е-, е'—уу-превращение должно привес-
ти к удлинению образцов. Известное аномальное уменьшение длины образ-
цов [59] обусловлено выборочной реализацией определенных кристаллогра-
фических вариантов мартенситных Е-, е'—уу-превращений под воздействием
ориентированных остаточных напряжений в деформированных текстуро-
ванных образцах. При дальнейшем нагреве (участок CD) наблюдается рас-
пад аустенита с образованием менее плотной, чем аустенит, фазы. Это пре-
вращение имеет место только в образцах, подвергнутых сильной предвари-
тельной деформации (в частности со степенью обжатия 92,6%). Наибольшая
интенсивность распада (участок EF) реализуется в интервале температур
450.. .520 °C. Как показали дальнейшие исследования, в этом интервале тем-
ператур образуется большое количество ферромагнитного феррита. Ско-
рость распада аустенита на ферритокарбидную смесь сильно зависит от сте-
пени предварительной холодной деформации и мало изменяется, если перед
деформацией сталь подвергалась горячей прокатке или закалке.
Распад аустенита при нагреве резко изменяет магнитные свойства стали
45Г171ОЗ. На рис. 3.27 представлена зависимость удельной намагниченнос-
ти а от напряженности магнитного поля после деформации с обжатием
\|/ = 92,6% (е = 2,6) и отжига при разных температурах. Видно, что неотож-
женный деформированный образец (кривая 1), содержащий ~2% ферромаг-
нитного а-мартенсита, имеет отчетливую петлю гистерезиса (коэрцитив-
ная сила Нс = 480 Э).
По мере роста температуры 1,5-часового отжига до 400...450 °C коэр-
цитивная сила изменяется мало, а намагниченность возрастает до 4,5-
6 Гссм3/г (кривые 2, 3). При 500 °C (выдержка 1,5 ч) происходит интенсив-
ный распад аустенита с образованием ферритокарбидной смеси, что сопро-
вождается уменьшением коэрцитивной силы до 140 кЭ и резким увеличени-
ем намагниченности до значений а = 27 Гссм3/г при Нс = 2 кЭ (рис. 3.28, кри-
вая 1), что соответствует появлению ~19% феррита. Увеличение времени
выдержки при 500 °C до 20 и 284 ч приводит к росту количества ферромаг-
нитной a-фазы соответственно до 30 и 45% (рис. 3.28, кривые 2, 3 и вставка
190
400 800 Т^С
Рис. 3.27. Зависимость удельной намагниченности с при 22 °C от магнитного поля Н в стали
-5Г17ЮЗ после горячей прокатки, холодной деформации (\|/ = 92,6%) и 1,5 ч отжига (а) и из-
менение о в поле 2 кЭ от температуры 1,5 ч отжига холоднодеформированной стали
45Г17ЮЗ (б).
1-20.2 - 400.3 - 450,4 - 600 5 - 700
Рис. 3.28. Зависи-
мость удельной на-
магниченности о
~ри 22 °C от маг-
нитного поля Н в
стали 45Г17ЮЗ по-
сле горячей про-
катки, холодной де-
~ рмации (у =
= 92,6%); а - изме-
нения с в поле 2 кЭ
* количества а-фа-
: л от времени от-
-ига; б - измсне-
-'еав поле 5 кЭ от
темени на началь-
< стадиях отжига
а, О). При этом наблюдается дальнейшее снижение коэрцитивной силы до
50 Э, что свидетельствует не только о появлении новых кристаллов ферри-
та, но и об увеличении их размеров. При 600 °C интенсивность распада за-
метно снижается (рис. 3.27, кривая 4). Нагрев до 700, 800, 900 °C вызывает
обратное а—>у-превращение и сталь 45Г17ЮЗ снова становится парамагнит-
ной (рис. 3.27, кривая 5). На вставке к рис. 3.27 представлена перестроенная
по этому рисунку зависимость удельной намагниченности о в поле Н = 2 кЭ
от температуры 1,5-часового отжига. Кинетика распада у-фазы стали
45Г17ЮЗ в области наименьшей устойчивости аустенита (500 °C) представ-
лена на вставках к рис. 3.28. Заметный распад деформированного аустени-
та начинается при малой выдержке — менее 10 мин, что указывает на воз-
можность ухудшения магнитных свойств стали во время обычных техноло-
гических операций (сварки, огневой резки и др.). Длительные выдержки
(см. рис. 3.28) могут привести к образованию до 45% феррита, что превра-
щает высоколегированную немагнитную сталь, содержащую более
20 мас.% легирующих элементов, в сильный ферромагнетик с удельной на-
магниченностью о = 66 Гс см3/г и коэрцитивной силой Нс ~ 50 Э.
Следует отметить, что такая высокая концентрация феррита наблюда-
ется в стали 45Г17ЮЗ только после очень больших предварительных де-
формаций. На рис. 3.29 представлена зависимость удельной намагниченно-
сти в отожженных при 500 °C (1,5 ч) образцах от степени предварительной
холодной деформации е. Видно, что интенсивному распаду аустенита в этих
условиях способствует предварительная холодная деформация со степеня-
ми обжатия не менее 60% (е = 1). Чтобы выяснить причины подобного по-
ведения стали 45Г17ЮЗ, были выполнены структурные исследования.
Интенсивный распад аустенита стали 45Г17ЮЗ при отжиге происходит
только после увеличения степени предварительной холодной деформации
до 60% и более, когда начинают формироваться некристаллографические
полосы сдвига с большим количеством дисперсных разориентированных
фрагментов аустенита (подробнее см. [46, 56]). Повышение степени дефор-
мации до 92,6% существенно увеличивает количество полос сдвига и усили-
вает разориентацию фрагментов внутри
них. В настоящей работе отжигу подвер-
галась деформированная сталь, находя-
щаяся в двух совершенно разных струк-
турных состояниях. Часть образца состав-
ляют сильно разориентированные иска-
женные фрагменты в области некристал-
лографического сдвига, дающие практи-
чески кольцевую электронограмму. При-
чем в этой структуре находятся также и
разориентированные кристаллы мартен-
Рис. 3.29. Влияние степени предварительной холод-
ной деформации при 22 °C на удельную намагни-
ченность отожженной при 500 °C (1,5 ч) стали
45Г17ЮЗ
192
| be. 3.30. Феррит (Ф) и карбиды (К) в стали 45Г17ЮЗ, сформировавшиеся при отжиге холод-
а деформированного аустенита при 500 °C в течение 1,5 ч (а), 645 ч (б), в - темнопольное
изображение зерна в ферритном рефлексе
сита деформации с ОЦК-решеткой. Другую часть образца занимают приле-
гающие к полосам сдвига области аустенита близкой ориентации, претер-
<3iuite нормальное дислокационное скольжение и двойникование. Элек-
хронограммы свидетельствуют о преобладающей «псевдомонокристаль-
й- дифракции в прилегающих к полосам сдвига областях у-фазы (если не
читывать небольшое количество двойниковых отражений).
Электронно-микроскопические исследования показывают, что в областях
между полосами некристаллографического сдвига, как и в исходном недефор-
мцрованном аустените, распад у-фазы с образованием феррита при 500 °C не
троисходит. Появляются дисперсные карбидные частицы. Распад аустенита
~рн 500 °C с формированием мелких полиэдрических зерен феррита и карби-
дов развивается в областях некристаллографического сдвига (рис. 3.30;.
Так как рост равноосного полиэдрического феррита-это диффузионный
процесс рекристаллизационного типа, то его активизация происходит по не-
скольким причинам: во-первых, в структуре присутствуют готовые зароды-
леи феррита — кристаллы мартенсита деформации (~2%) с ОЦК-решеткой;
вторых, кристаллы а-мартенсита, а также любые другие зародыши а-фа-
ь находятся в зоне сильно разориентированных деформационных фрагмен-
т ов и. следовательно, они ограничены большеугловыми границами, которые,
-- отличие от малоугловых границ (в «псевдомонокристальной» зоне между
□лесами сдвига), обладают существенно большей подвижностью; в-третьих,
эолыпое количество дефектов в зоне некристаллографического сдвига спо-
ссюствует развитию диффузионных процессов распада. На рис. 3.30 показано
бразование ферритно-карбидной смеси в деформированной на 92,6% стали
-5Г17ЮЗ в зависимости от времени выдержки при 500 °C.
Первые кристаллы феррита, в котором растворимость углерода чрез-
вычайно мала (зерно феррита указано стрелкой Ф на рис. 3.30, а), растут в
те формированной аустенитной матрице и оттесняют углерод к межфазной
границе a/у, на которой формируются карбиды (прилегающий к ферритно-
193
Таблица 3.3
Размеры ферритных зерен внутри и вне полосы
«нскрис галлографичсского» сдвига в стали
45Г17ЮЗ после холодной деформации
и отжига при 500 °C
Время отжига, ч Размер зерна внутри полосы сдвига Размер зерна на краю полосы сдвига
м КМ
1,5 0,05 0,05
20 0,20 0,20
284 0,25 0,50
645 0,26 0,60
му кристаллу карбид отмечен
стрелкой К). Карбиды могут
располагаться не только на
границе, но и в теле ферритно-
го зерна (рис. 3.30, б, в, стрелки
К), когда ферритная граница
при своем движении обходит
этот карбид. Нами не обнару-
жен перлитный распад, как в
[57]. По-видимому, в сильно де-
формированном и достаточно
стабильном аустените сначала
выделяются дисперсные кар-
биды из у-фазы, а затем при
образовании и росте ферритных зерен кристаллы карбидов коалесцируют
и огрубляются до размеров 0,1-0,3 мкм. Такая возможность задержки яче-
истого распада с помощью сильной пластической деформации отмечалась
ранее в работах [62, 63]. Причем отсутствие перлита наблюдается на самой
начальной стадии распада, когда ферритные зерна только зарождаются и
имеют размеры -0,05 мкм (см. рис. 3.30, а). Количество зерен феррита и их
величина с увеличением времени отжига возрастают. Но, начиная с опреде-
ленного времени отжига границы растущих зерен сталкиваются и кристал-
лы феррита внутри полосы сдвига перестают расти: формируется достаточ-
но устойчивая ферритокарбидная микродуплекс-структура.
На рис. 3.28, а, представлена общая кинетика образования феррита во
всем объеме образца. В полосах некристаллографического сдвига, занима-
ющих только часть объема образца, увеличение концентрации полиэдриче-
ского феррита идет существенно быстрее. Уже при 20-часовой выдержке
объем полосы сдвига, занимаемый ферритными зернами, превышает 50%,
а после отжига в течение 284 ч феррит занимает полосу сдвига почти пол-
ностью (наряду с карбидными частицами). В табл. 3.3 приведены средние
размеры ферритных зерен после различных выдержек при 500 °C в предва-
рительно деформированной (92,6%) стали 45Г17ЮЗ. Зерна феррита на
краю полосы сдвига имеют обычно большие размеры, так как могут бес-
препятственно расти в сторону малоразориентированной аустенитной зо-
ны, где a-фаза не образуется.
Специального обсуждения требуют данные, полученные по карбидам в
стали 45Г17ЮЗ. Микродифракция электронов, выполненная на большом
количестве карбидных частиц, не привела к обнаружению обычных карби-
дов цементитного типа (Fe, Мп)3С в деформированной аустенитной стали
45Г17ЮЗ, хотя частицы карбидов были достаточно крупными и удобными
для микроанализа. На рис. 3.31, а, представлена крупная карбидная частица
(указана стрелкой К), соизмеримая по размерам с зернами окружающего ее
феррита (Ф). На рис. 3.31, б, показано темнопольное изображение этой ча-
стицы и дана электронограмма. Микродифракция (рис. 3.31, в) отвечает
кубическому карбиду типа Ме23С6 (ось зоны [ПО]) с параметром решетки
а = 10,6 А. От кубического карбида Ме6С он отличается не только параме-
194
Рис. 3.31. Расположение крупно-
го карбида К типа Ме23С6 в окру-
жении ферритных зерен Ф (а),
темнопольное изображение кар-
бидов (б, в), микродифракция (б)
и схема ее расшифровки (г)
хром. но и присутствием рефлексов (200) и (222), которые запрещены в кар-
Ь :е Ме6С. Наряду с основными рефлексами^ наблюдаются отражения от
йников со следами плоскостей габитуса [111] и [111]. Сложное внутрен-
-fce строение карбида - наличие тонких двойниковоподобных пластин в
вух направлениях - отчетливо видно на темнопольном изображении (см.
р . 3.31, б). Микродифракция от другого кристалла с такой же осью зоны
:но] содержит рефлексы, запрещенные структурным фактором для ГЦК-
Ве щетки, но появляющиеся при упорядочении атомов в карбиде. На темно-
ъвом изображении этого карбида (рис. 3.31, г) видны однонаправленные
-.. • олько изогнутые типичные границы антифазных доменов.
Выделяющийся при распаде деформированного аустенита карбид явля-
тся упорядоченной модификацией карбида типа (Мп, Fe)23C6 с возможным
_ ированием алюминием. Следует отметить, что ферритныео зерна содер-
кагг очень дисперсные частицы второй фазы размером ~50 А, полностью
Фровать которые не удалось. Отдельные рефлексы отвечают отра-
я. - гам от карбидов Ме23С6. Не исключено также, что это содержащие
_• • *ганий интерметаллиды.
В процессе нагрева микродуплекс-структуры до 600 °C развивается об-
Нв&ое превращение a-фазы в аустенит. При 700-градусном отжиге струк-
195
тура стали становится полностью аустенитной. После отжига деформиро-
ванной стали при 750 °C в течение 1,5 ч как в приграничных участках рек-
ристаллизованных зерен аустенита, так и в теле зерен карбидной фазы не
было обнаружено.
Таким образом, в аустенитной стали 45Г17ЮЗ после предварительной
холодной деформации наблюдается диффузионный распад аустенита при
460.. .520 °C с образованием полиэдрической микродуплекс структуры фер-
рит-карбид Ме23Сб. Интенсивный распад у-фазы происходит в областях не-
кристаллографического сдвига при наличии сильно разориентированных
деформационных фрагментов и зародышей феррита в виде небольшого ко-
личества (~2%) дисперсных кристаллов мартенсита деформации с ОЦК-ре-
шеткой. Деформационно-активируемый распад аустенита стали 45Г171ОЗ
при 500 °C переводит ее из класса парамагнитных в разряд сильных ферро-
магнетиков с удельной намагниченностью до 66 Гс см3/г, коэрцитивной си-
лой 50 Э и содержанием феррита 45%. Сталь 45Г171ОЗ достаточно стабиль-
на к ферритокарбидному распаду в отсутствие предварительной холодной
деформации со степенями обжатия более 60%. Нагрев распавшейся стали
45Г17ЮЗ до 700 °C и выше полностью переводит феррит в парамагнитный
аустенит.
3.4. ТЕКСТУРНЫЕ, КОНЦЕНТРАЦИОННЫЕ
И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ а-эу-ПРЕВРА1ЦЕНИП
В ДЕФОРМИРОВАННОМ СПЛАВЕ Н32
3.4.1. Структурные изменения
Как известно [64, 65], уменьшение скорости нагрева до 0.2-0.4 град/мин
при ОС—>у-превращении в недеформированном сплаве Н32 повышает темпе-
ратурный интервал этого превращения А„-Ак и приводит к двухстадийному
формированию у-фазы: образование различно ориентированной дисперс-
ной пластинчатой у-фазы (у-мартенсит) сменяется развитием глобулей
у-фазы, поглощающих дисперсный у-мартенсит, остаточный аустенит и со-
хранившуюся до этого времени ОС-фазу. Рассмотрим, какие изменения в
этот процесс вносит сильная пластическая деформация в ос-состоянии.
Согласно [66, 67], пластическая деформация со степенью обжатия более
80% приводит к существенному увеличению плотности дислокаций в мар-
тенсите и частичному исчезновению двойников превращения. Быстрый на-
грев при ос—>у-превращении вызывает формирование только дисперсных
глобулей у-фазы. Однако при уменьшении скорости нагрева прослеживает-
ся многостадийность образования аустенита [68].
На первой стадии а—»у-превращения (400...460 °C) возникают чрезвы-
чайно дисперсные различно ориентированные пластинчатые у-кристаллы
(рис. 3.32, а, б), аналогичные кристаллам дисперсного у-мартенсита в неде-
формированном сплаве [65, 69], но заметно меньшие по размерам. По-види-
мому, деформация и медленный нагрев нарушают ориентирующее влияние
остаточных напряжений и двойников превращения на развитие ос—^-пре-
вращения по обратным путям. Кроме того, при медленном нагреве возмож-
196
f -*с 3.32. Структура деформированного сплава Н32 после частичного а—уу-превращения при
- теве со скоростью 0,2 град/мин до 460 °C (а) и темнопольное изображение нанокристал-
лов у-фазы в рефлексе (111 (б)
•о образование малоникелевого буферного слоя [64] на границах а-плас-
’ин. затрудняющего зарождение у-фазы на остаточном аустените как на
одкладке. Все это приводит к повышению Ан, а следовательно, увеличива-
е перегрев a-фазы над То. При этом уменьшается критический размер за-
олышей у-фазы и появляется возможность образования большого количе-
п ва различно ориентированных (в пределах мартенситной ориентационной
. зи) кристаллов у-фазы внутри а-пластинок. Пластины у-фазы, получен-
- z е при нагреве до 460 °C и хорошо выявляемые в аустенитном рефлексе
<111)., (см. рис. 3.32, б), имеют длину 0,1-0,2 мкм и среднюю толщину, не
: гвышающую 10 нм. Существенное отличие структурной картины а—>у-
в? ^вращения в деформированном сплаве от недеформированного заключа-
емся в конкурентном росте глобулярных образований аустенита уже в пер-
вой половине интервала а—»у.
На рис. 3.32, а наряду с дисперсным у-мартенситом видны редкие сфери-
е не зерна. Темнопольное изображение [68] в рефлексе (200)у однознач-
о свидетельствует о том, что глобулярные кристаллы, появившиеся при
- теве до 460 °C, имеют ГЦК-решетку и являются продуктами а—»у-пре-
I 1ения, а не рекристаллизации а-мартенсита. С увеличением температу-
ра нагрева количество дисперсных пластинчатых у-кристаллов уменыпает-
. I а число у-глобулей и их размеры возрастают. При 510 °C (рис. 3.33, а) в
,1П1нстве участков фольги наблюдается двойная а + у-структура, состо-
• ~ • из дисперсных а- и у-глобулей размером 0,3-0,6 мкм с меньшей плот-
- • ю дислокаций, чем в деформированном сплаве.
Кристаллы a-фазы глобулярной формы выявляются на темнопольных
ах в мартенситных рефлексах. Как показал текстурный анализ [68],
тура a-кристаллов соответствует текстуре деформированного мартен-
Следовательно, при медленном нагреве до 510 °C, по всей видимости,
:г не рекристаллизация, а полигонизация a-фазы. В недеформированном
вме подобная структура не обнаружена.
Структурные изменения на конечной стадии а—»у-превращения
5 5 550 °C) связаны с развитием более крупных у-зерен, которые погло-
_ т а+у-структуру (рис. 3.33, б). Плотность дислокаций в растущих зер-
197
Рис. 3.33. Структура предварительно дефор-
мированного сплава Н32 после а—>у-пре-
вращения при медленном нагреве до 510 (а),
535 °C (б), 550 °C (в) и рекристаллизации (г)
после медленного нагрева до 610 °C и
выдержки 30 мин при 800 °C
нах существенно меньше, чем в поглощаемых. В полиэдрических у-кристал-
лах наблюдается размытый внутренний пластинчатый контраст (рис. 3.33,
в), свидетельствующий [69] о концентрационной неоднородности аустени-
та, выявляемой в результате различной травимости концентрационно неод-
нородных областей. Таким образом, в деформированном сплаве Н32 завер-
шающая стадия аустенизации проходит на месте а- и у-глобулей, в то время
как в недеформированном сплаве — на месте а- и у-кристаллов мартенсит-
ной морфологии.
Дальнейшее повышение температуры до 700...900 °C приводит к рекри-
сталлизационному росту более равновесных зерен у-фазы и уничтожению
внутризеренного контраста (рис. 3.33, г).
3.4.2. Концентрационные изменения
Изменение концентрации никеля в образующейся при медленном нагре-
ве у-фазе сплава Н32 хорошо обнаруживается методом ЯГР по изменению
эффективного магнитного поля на ядре и температуры Кюри. На рис. 3.34
представлены снятые при комнатной температуре мессбауэровские спект-
ры деформированного сплава Н32 в исходном мартенситном состоянии, а
198
Рис. 3.34. Мессбауэровские
глектры сплава Н32 после
различных стадий а—>у-пре-
- ращения и последующего
ттжига (съемка при 25 °C):
, - исходный деформированный мар-
.гг; б-с - а—^-превращение при
медленном нагреве до 460 (б), 485 (в),
- О (г), 535 (д), 550 °C (е); н - медлен-
ий нагрев до 610 °C + 30-мин, отжиг
трн 700 (ж), 800 (з), 900 °C (н)
_акже ряд спектров, со-
тветствующих разной
стадии а—>у-превраще-
ия при нагреве до
--0...550 °C с последу-
ющим 30-минутным от-
- 1гом при температу-
рах 700...900 °C. Исход-
ый спектр деформиро-
-тнного сплава Н32 яв-
ляется суперпозицией
спектров двух фаз с маг-
итным расщеплением:
мартенсита (Нэф =
= 335±3 кЭ) и неболь-
_1ого количества (около
5-10%) аустенита с по-
.-сМ 230±5 кЭ.
Концентрационные
изменения, наблюдае-
мые при а—^-превра-
щении в деформирован-
:м материале, качест-
:=нно аналогичны про-
сходящим в недефор-
мированном сплаве [69]
~ри той же скорости на-
грева - 0,2 град/мин, но
•еют свои особеннос-
“1 диффузионные про-
ессы перераспределе-
ния никеля между обра-
! пощейся нанопластин-
атой у-фазой и оста-
ччным мартенситом в
сформированном сплаве протекают активнее. Так, перераспределение
киселя на начальной стадии а—//-превращения (400...460 °C) в деформи-
199
Рис. 3.35. Мессбауэровские спе-
ктры сплава Н32 после предва-
рительной обработки и быст-
рого нагрева до 600 °C (съемка
при 20 °C).
Предварительная обработка: а - дефор-
мация на 90% в мартенситном состоя-
нии; а'-е - «-^у-превращение в дефор-
мированном сплаве Н32 при медленном
нагреве до 360 (а'), 460 (б), 485 (в),
510 (г), 535 (д), 550 °C (е)
рованном сплаве приво-
дит к появлению преиму-
гцественно обогащенного
никелем (до 40-45%) дис-
персного у-мартенси-
та (НЭф ~ 303 кЭ, см.
рис. 3.34, расщепление
У]), в то время как в неде-
формированном сплаве
образуется у-фаза одно-
временно с исходной и
повышенной концентра-
цией никеля.
Обогащение у-фазы
никелем должно сопро-
вождаться соответствую-
щим обеднением гранича-
щего с ней а-мартенсита.
Существование обеднен-
ных a-участков на общем
фоне мартенсита исход-
ной концентрации трудно
обнаружить в спектре
ЯГР из-за слабой концентрационной зависимости эффективного поля в же-
лезоникелевом мартенсите [70]. Поэтому a-составляющая была переведена
в аустенит той же концентрации в результате а—>у-превращения при быст-
ром нагреве образцов до 600 °C. При этом на фоне линий ферромагнитной
у-фазы надежно выявляется одиночная линия парамагнитного аустенита,
что служит прямым доказательством образования обедненной
a-фазы при медленном нагреве. Серия спектров, соответствующая такой
обработке (рис. 3.35), имеет вид, характерный для неоднородных в концент-
рационном отношении аустенитных образцов. Можно выделить обогащен-
ные никелем аустенитные составляющие у, с Нэф ~ 303 кЭ, у2 с Нэф ~ 274 кЭ,
составляющую с концентрацией, близкой к исходной у0-фазе с Нэф ~ 230 кЭ
и парамагнитную составляющую у3. Описанная методика позволяет опреде-
лить количество обедненной a-фазы, образующейся при а—>у-превращении.
Так, медленный нагрев мартенсита сплава Н32 до 485 °C приводит к появле-
200
нию не менее 20% a-фазы с содержанием никеля меньше 28%. Чрезвычай-
но дисперсные наноразмерные пластины у-фазы, реализующейся в дефор-
мированном сплаве Н32 при медленном нагреве, по-видимому, являются
«диффузионно-проницаемыми» для никеля и полностью обогащаются им в
соответствии с диаграммой равновесия. В этом случае не удастся разделить
стадию сдвиговой перестройки решеток а—>у и диффузионного процесса пе-
рераспределения никеля, что оказалось возможным в закаленном сплаве
Н32 [69].
Интересно отметить, что конкурентный рост у-глобулей, начинающий-
ся в первой половине интервала Ан-Ак и наиболее интенсивно проявляю-
щийся при температурах выше 460 °C, не вызывает образования малонике-
левой парамагнитной составляющей (как в недеформированном сплаве),
даже если образуется дуплекс-структура (при 510 °C), состоящая из глобу-
лей а- и у-фаз. В спектре резонансного поглощения (рис. 3.34, г) отсутству-
ет центральная линия парамагнитного аустенита. Медленно движущаяся
граница у-глобуля или не пересекает малоникелевые участки а-мартенсита,
или успевает насытить их никелем до концентрации, превышающей 28%.
Все обедненные участки сплава располагаются в пределах а-глобулей, а
обогащенные - внутри у-кристаллов. Формирующийся при нагреве до
510.. .535 °C аустенит неоднороден и содержит набор различных концентра-
ций никеля (включая 40 и 36%): в мессбауэровском спектре на рис. 3.34, г, д,
им отвечают области, указанные расщеплениями у, и у2.
Центральная линия у3, соответствующая образованию парамагнитного
(при 25 °C) аустенита с содержанием никеля менее 28%, начинает появлять-
ся в спектре деформированного сплава только при 535 °C (расщепление на
рис. 3.34, д), в то время как в недеформированном сплаве она обнаружива-
ется при 490 °C. Наиболее отчетливо малоникелевый аустенит виден на
рис. 3.34, е, после завершения а—>у-превращения (550 °C). Перемещение
границы у-фазы на завершающей стадии аустенизации полностью не устра-
няет существующую концентрационную неоднородность сплава, хотя обо-
гащенная у-составляющая начинает избавляться от избыточного никеля, о
чем свидетельствует смещение линий магнитного расщепления у-фазы по
направлению к центру спектра (см. рис. 3.34, д).
Выравнивающее концентрацию воздействие движущейся при медлен-
ном нагреве у-границы выявляется на спектрах образцов, быстро переве-
денных в аустенитное состояние (см. рис. 3.35). Это видно по уменьшению
величины как малоникелевого парамагнитного пика (см. спектры на
рис. 3.35, б-г, 3.35, д-е), так и магнитного расщепления обогащенной аус-
тенитной составляющей (НЭф уменьшается с 303 до 274 кЭ). Полная пере-
кристаллизация сплава, прошедшая в узком температурном интервале
535...550 °C на завершающей стадии а—>у-превращения, связанная с доста-
точно интенсивным перемещением границ у-зерен, имеет некоторое сходст-
во с массивным превращением: диффузия не успевает пройти на большие
расстояния и в сплаве фиксируется концентрационная неоднородность.
Таким образом, в результате многостадийного превращения как в де-
формированном, так и в закаленном сплаве Н32 при медленном нагреве об-
разуется концентрационно неоднородный аустенит с набором концентра-
201
ций от ~40 до 25% и меньше (последнее подтверждается сохранением оди-
ночной центральной линии в спектре при низкотемпературных мессбауэ-
ровских исследованиях). Полная гомогенизация сплава наступает только
при нагреве до 800.. .900 °C (см. рис. 3.34, е-и) при рекристаллизационном
росте аустенитных зерен. В этих условиях наблюдается «возврат» спектра
ЯГР к спектру закаленного аустенита Н32 с полем на ядре 230 кЭ
(см. рис. 3.34, и) и исчезновение полосчатого контраста в структуре
(см. рис. 3.33, г). Концентрационная неоднородность деформированного
сплава более устойчива и гомогенизация завершается при температуре на
100 °C выше, чем в закаленном материале.
3.4.3. Текстурные изменения
Текстурная перестройка при а—>у-прсвращении в металлических листах
исследовалась в работах [71, 72], однако полученные результаты не были
сопоставлены со структурными и концентрационными изменениями.
Для создания более острой текстуры деформации пластины сплава Н32
прокатывали в двух взаимно-перпендикулярных направлениях: в продоль-
ном направлении (с обжатием ~80%) и поперечном (с обжатием -20%). Та-
кая деформация а-мартенсита приводит к образованию частичной аксиаль-
ной текстуры (рис._3.36, а): в преобладающем направлении прокатки (НП)
расположена ось [110]а; плоскости [001 )а развернуты относительно плос-
кости прокатки па углы от 0 до 40-50° вокруг [110]а в обе стороны (макси-
мумы распределения полюсов 1100}а расположены на расстоянии ±25° от
нормали к плоскости листа, что отвечает компонентам (ИЗ) | [ПО] и (113)
[ПО], выделяющимся на общем фоне ограниченной аксиальной текстуры).
Нагрев мартенсита до 510 °C приводит к его полигонизации и текстура
a-фазы практически не изменяется (рис. 3.36, а). Текстура деформирован-
ного остаточного аустенита (рис. 3.36, б) напоминает сложную текстуру хо-
лоднокатаного металла с ГЦК-решеткой, например алюминия [72], которая
объясняется суперпозицией трех волокнистых текстур [73]. В качестве ос-
новных можно выделить компоненты, близкие к {112)<111>, а также сла-
бую аксиальную текстуру типа <100>.
Полюсные фигуры, соответствующие разным стадиям а—^-превраще-
ния и последующего рекристаллизационного отжига, приведены на
рис. 3.37, свидетельствующем о текстурованности образующегося аустени-
та. Изменение характера распределения полюсной плотности на полюсных
фигурах аустенита при нагреве от 460 до 550 °C говорит об усилении ком-
понент, близких к (110)<112> и {012}<112> (рис. 3.37, a-в). Эта тенденция
прослеживается и в процессе рекристаллизации при нагреве до 700 и 900 °C.
Рассмотрим особенности текстурообразования сплава Н32 при а—^-пре-
вращении в условиях медленного нагрева. Появление дисперсного у-мартеп-
сита (см. рис. 3.32), как и в недеформированном материале, должно привести
к размножению у-ориентаций в соответствии с мартенситным ориентацион-
ным соотношением. В этом случае легко предсказать текстуру фазового пре-
вращения а—>у в листе деформированного сплава Н32. Однако образование
202
Рис. 3.36. Полюсные фигуры (100) исходного деформированного мартенсита (а) и деформи-
рованного остаточного^аустенита (6):
х- (113)[Т10]„; + (ТТз)[Т10]„
у-глобулей (см. рис. 3.33) может вызвать отклонения от этой закономернос-
ти. Остаточный аустенит также способен оказать влияние на ориентацию
возникающей при нагреве у-фазы.
Проведем сравнение реально наблюдаемой текстуры у-фазы с рассчи-
танной текстурой аустенита, получающейся в результате мартенситного
ОС—>у-превращения с промежуточными ориентационными соотношениями,
представленными в работе [74]. На рис. 3.38, а даны рассчитанные полюсы
{100} 24 возможных кристаллов аустенита относительно исходного мартен-
сита с ориентацией (001) [ПО]. Реальная текстура деформированного мар-
тенсита отличается от использованной набором ориентаций, реализующих-
ся при развороте на 45° вокруг оси [110]а в обе стороны. После указанного
разворота расчетная полюсная фигура аустенита будет иметь вид, показан-
ный на рис. 3.38, а линиями (чтобы не усложнять рисунок, на нем не отме-
чены у-области, соответствующие преобладающим ориентировкам мартен-
сита {113} [ПО]; они указаны крестиками на рис. 3.38, б).
Сравнение экспериментально построенной у-текстуры (см. рис. 3.37) с
текстурой фазового превращения а—»у (см. рис. 3.38) и текстурой остаточ-
ного аустенита (рис. 3.36, б) приводит к следующим выводам.
1. На экспериментальных полюсных фигурах {100} у отсутствуют полю-
сы в центральной области, имеющиеся на расчетной полюсной фигуре (см.
рис. 3.37 и 3.38, а). Это означает, что из 24 у-кристаллов, возможных при
а—>у-переходе на основе компоненты (001)[110]а и объединенных в три
группы (по восемь аустенитных кристаллов), близкие к трем вариантам со-
отношения Бейна, не реализовалась одна группа из восьми у-кристаллов,
направления <100>у которых отличаются всего на 10° от направления [001]а
з центре полюсной фигуры.
203
2. Из оставшихся 16 ориентаций у-фазы экспериментально наблюдают-
ся только четыре (см. рис. 3.38, б), оси <100> которых наиболее близки к
НП и составляют с ним угол 36°. Ближайшие оси <100> остальных у-крис-
таллов отстоят от НП на углы 44, 48 и 54°. Присутствие в текстуре а-фазы
аксиальных компонент, отличающихся от (001) [ПО] разворотом вокруг
оси [110]а, не изменяет этого результата. Следует отметить, что вдоль экс-
периментально наблюдаемых направлений <100>у располагаются наиболь-
шие оси эллипсоидов бейновской деформации, отвечающих сдвиговому
а—//-превращению. Такую выборочную реализацию его вариантов можно
предположительно объяснить существованием остаточных растягивающих
напряжений, связанных с дислокационной структурой и направленных
вдоль листа (параллельно основному НП), что заставляет из 24 у-вариантов
образовываться только те, которые в наибольшей степени компенсируют
эти напряжения. Скорректированная в соответствии с экспериментальны-
204
Рис. 3.38. Полная (а) и ограниченная (6) расчетные полюсные фигуры {100} аустенита, ори-
ентационно связанного промежуточными соотношениями с деформированным мартенситом
(текстура исходного мартенсита - см. рис. 3.36, а):
а - О_2- полюсы 1100} аустенита, связанного с компонентой (001 )[110]„; I - {113}[110]а; II -
(001 )[110]а; б -И- (110)<112>у; II - {012)<112> • III - полюсы аустенита, связанного с компо-
нентой (113} [ИОД. Очерчены аустенитные области (с рассеянием 5°), связанные с областя-
ми рассеяния преобладающих ос-компонент, близких к (001)[ 110]а и (557}[110]а
ми данными расчетная полюсная фигура {100 }у представлена на рис. 3.38, б.
Линиями обозначена частично аксиальная текстура аустенита, отвечающе-
го только четырем вариантам (из 24) мартенситной ориентационной связи
а—>у. Среди аксиальных компонент у-текстуры крестиками обозначены
у-области, соответствующие основной компоненте исходного текстурован-
ного мартенсита {113} [110]а.
3. Ограниченная аксиальность текстуры исходного мартенсита опреде-
ляет некоторую аксиальность текстуры у-фазы. Наиболее размытая текс-
тура аустенита образуется при нагреве до 460 °C. Дальнейший нагрев, при-
водящий к преобладающему росту глобулярного аустенита, в значительной
степени устраняет аксиальность, присущую деформированному сплаву.
Растут преимущественно те аустенитные кристаллы (их полюсы очерчены
ча рис. 3.38, б с рассеянием 5°), которые ориентационно связаны с областя-
ми рассеяния основной компоненты текстуры а-матрицы {113 }| [ПО], от-
клоненными от нее на угол 20-25° (близкими к (001)| [110]а и {557}, [110]а).
Расчетная полюсная фигура (см. рис. 3.38, б) в большей степени соответст-
вует экспериментально наблюдаемой текстуре у-фазы, образованной в ре-
зультате ОС—>у-превращения и содержащей четыре компоненты типа
11.18.19}<5.6Л 1> (близкие к {011 }<112>), сформированные на базе компо-
ненты (001)[110]а). Кроме того, наблюдаются четыре компоненты типа
{149} <5.6.11> (близкие к {012}<112>), образованные на базе компоненты
557}[110]а. Таким образом, среди большого количества у-кристаллов, воз-
205
пикающих при а—»у-превращении в соответствии с мартенситным ориента-
ционным соотношением, способны к росту только те, которые сильнее от-
личаются по ориентации (на 20-25°) от основной массы аустенита. Это сви-
детельствует о протекании в деформированном сплаве рекристаллизацион-
ных процессов с характерными текстурными преобразованиями. Формиро-
вание глобулярного аустенита подчиняется закономерностям, присущим
рекристаллизационным процессам.
4. Реальная полюсная фигура (см. рис. 3.37) содержит некоторые облас-
ти, отличающиеся от отмеченных выше. Они (слабая аксиальная компонен-
та <100>у) имеются и на полюсной фигуре остаточного аустенита. При на-
греве до 900 °C указанная компонента в значительной мере поглощается
другими.
Итак, пластическая деформация охлажденного в жидком азоте сплава
Н32 с обжатием 95% приводит к формированию частичной аксиальной тек-
стуры [110]ге, в пределах которой имеются преобладающие компоненты
(113)[110]„ и (113)[110]а. После деформации в сплаве содержится 95% мар-
тенсита и 5-10% остаточного аустенита. Превращение а—//при нагреве де-
формированного сплава со скоростью 0,2 град/мин развивается в интервале
температур 400.. .550 °C. Оно начинается с образования обогащенных нике-
лем (до 40^15%) различно ориентированных у-пл астин толщиной ~10 нм с
соответствующим обеднением сс-фазы, но в отличие от недеформированно-
го сплава осложняется конкурентным ростом у-глобулей. На втором этапе
а—//-превращения образуется структура, состоящая из дисперсных глобу-
лей у-фазы и полигонизованного а-мартенсита. Завершающая стадия аус-
тенизации развивается посредством роста полиэдрического аустенита на
месте а- и у-глобулей с сохранением концентрационной неоднородности
сплава, которая устраняется только при последующем нагреве до 900 °C.
На всех стадиях а—//-превращения (нагрев до 460...550 °C) аустенит имеет
преимущественно текстуру обратного мартенситного превращения с огра-
ничением возможных ориентировок у-фазы. Образование у-глобулей в ин-
тервале а—>у и последующий рекристаллизационный рост зерен при нагре-
ве до 900 °C уменьшают аксиалыюсть текстуры, вызывает ослабление тек-
стуры остаточного аустенита и приводит к усилению ориентировок
(011 }<112>у и {012}<112>у, сформировавшихся на базе областей рассеяния
основной компоненты а-мартенсита (соответственно (001)[ПО] и
(557}[110]а).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Малышев К.А., Уваров А.И. Влияние пластической деформации на изменение физичес-
ких свойств при старении аустенитного сплава // ФММ, 1968. Т. 25, вып. 3. С. 518-521.
2. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлур-
гия, 1986. 224 с.
3. Бернштейн МЛ. Термомеханическая обработка сплавов. М.: Металлургия, 1968. Т. 1.
596 с.
4. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972. 408 с.
5. Спиридонов В.БКузьминская Л.И., Гордеев 10 П. Упрочнение хромоникелевых сталей
с нестабильным аустенитом // МиТОМ, 1973. № 4. С. 2-9.
206
6. Вишняков Я.Д. Дефекты упаковки в кристаллической структуре. М.: Металлургия, 1970.
216 с.
7. Петров Ю.Н. Дефекты и бездиффузионное превращение в стали. Киев: Наук, думка,
1978. 262 с.
8. Георгиева И.Я. Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной мартенсит-
ным превращением // Итоги науки и техники. МиТОМ. М.: ВИНИТИ, 1982. Т. 16.
С. 69-105.
9. Вираховский Ю.Г., Георгиева И.Я., Гуревич Я.Б. и др. Использование мартенситного пре-
вращения, вызываемого деформацией, для повышения пластичности аустенитных ста-
лей, упрочненных теплым наклепом // ФММ, 1971. Т. 32, вып. 2. С. 348-363.
10. Zackay V„ Parker Е. The enhancement of ductility in high-strength steels // Trans. ASM, 1967.
Vol. 60, No. 2. P. 252-259.
11. Малышев K.A., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. Фазовый наклеп аустенитных спла-
вов иа жслсзоникслевой основе. М.: Наука, 1982. 260 с.
12. Филиппов М.А., Литвинов В.С., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустени-
том. М.: Металлургия, 1988. 258 с.
13. Богачев ИЛ, Минц Р.П. Кавитационное разрушение железомарганцевых сталей. М.:
Машгиз, 1959. 220 с.
14. Коршунов Л.Г. Структурные превращения при трении и износостойкость аустенитных
сталей // ФММ, 1992. Т. 74, вып. 2. С. 150-162.
15. Коршунов Л .Г., Сагарадзе В.В., Терещенко П.А., Черненко ПЛ. Влияние £-мартенсита на
трение и изнашивание высокомарганцсвистых сплавов // ФММ, 1983. Т. 55, вып. 2.
С. 341-348.
16. Kajiwara S. Characteristic features of shape memory effect and related transformation behavior in
Fe-based alloys // Mat. Sci. Eng., 1999. A 273-275. P. 67-88.
17. Косицына И.И., Сагарадзе В.В., Копылов В.И. Формирование высокопрочного и высо-
копластичного состояния в метастабильных аустенитных сталях методом равноканаль-
но-углового прессования // ФММ, 1999. Т. 88, № 5. С. 84—89.
18. Glciter Н. Nanostructured materials: state of the art and perspectives // Nanostructured Materials,
1995. Vol. 6, No. 14. P. 3-14.
19. Valiev R.Z., Alexandrov I.V., Islamgaliev R.S. Processing and prepared by severe plastic deforma-
tion // Nanostruclured Materials. Science and Technology. NATO ASI Series, 1998. Vol. 50.
P. 121-142.
20. Sagaradze V.V. The properties of Fe-Ni FCC alloys having a nanostructure produced by deforma-
tion, irradiation and cyclis phase transformation // Nanostructured Materials. Science and
Technology. NATO ASI Series, 1998. Vol. 50. P. 243-262.
2'. Гусев А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатерин-
бург: УрО РАН, 1998. 200 с.
22. Сегал В.М., Резников В.М., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообра-
зоваиия металлов. Минск: Новые технологии, 1994. 232 с.
23 Валиев Р.З., Корзников А.В., Мулюков Р.Р. Структура и свойства металлических мате-
риалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ, 1992. № 4. С. 70-86.
Ахмадеев И.А., Валиев Р.З., Копылов В.И., Мулюков Р.Р. Формирование субмикрозе-
ренной структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформи-
рования Ц Металлы, 1992. № 5. С. 96-101.
_5 Yoshinori Iwahashi, Minoru Furukawa, Zenji H. Micro-structural characteristics of ultrafine-
grained aluminum produced using equal-channel angular pressing // Met. Mat. Trans., 1998.
Vol. 29A, No. 9. P. 2245-2252.
Berbon P.B., Tsenev N.K., Valiev R.Z. Fabrication of bulk ultrafinc-graincd materials through
intense plastic straining // Met. Mat. Trans., 1998. Vol. 29A, No. 9. P. 2237-2243.
П. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. М.: Наука, 1989. 270 с.
IX. Устинов В.В., Сагарадзе В.В., Кулеев В.Г., Ригмант М.Б. Работы Института физики ме-
таллов УрО РАН по новым материалам, методам и средствам стабилизации магнитной
обстановки на борту корабля // Роль российской науки в создании отечественного под-
водного флота / Под ред. академика А.А. Саркисова. М.: Наука, 2008.
Лихачев В.А., Панин В.Е., Засимчук Е.Э. Кооперативные деформационные процессы и
локализация деформации. Киев: Наук, думка, 1989. 320 с.
207
30. Завалишин В.А., Дерягин А.И., Сагарадзе ВВ., Коршунов Л.Г. Магнитные свойства хо-
лоднодеформированных марганцевых аустенитных сталей 110Г13 и Г40 // ФММ, 1986.
Т. 62, вып. 5. С. 916-922.
31. Buhr R.K., Jertsman /.Z„ Reekie I. Transformation products in cold worked y-Mn-steel // Trans.
AMS, 1957. Vol. 9. P. 706-717.
32. Строк Л.П., Красников К.И., Шауров H.K. Исследование тонкой структуры стали
I ЮГ 13 после высокоскоростной деформации // Изв. вузов. Физика, 1973. № 7. С. 72-77.
33. Ломбакахар О.С., Паскаль Ю.И. Дислокационная структура и деформационное упрочне-
ние высокомарганцевых сталей // Изв. вузов. Физика, 1973, № 7. С. 26-30.
34. Schuman Н. Formanderungen bet martensitischcn Gitterumwangen in Eisenlegierungen // Neue
Hutte, 1976. Bd 21, No. 9. S. 551-556.
35. Богачев И.Н., Коршунов Л.Г., Хадыев М.С и др. Исследование упрочнения и структур-
ных превращений стали 110Г13 при трении // ФММ, 1977. Т 43, вып. 2. С. 380-387.
36. Завалишин В.А., Дерягин А.И., Сагарадзе В.В. Индуцируемое холодной деформацией пе-
рераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных ау-
стенитных сталей. I Экспериментальное обнаружение явления // ФММ, 1993. Т. 75,
вып. 2. С. 90-99.
31. Дерягин А.И., Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Эфрос Б.М. Образование наиоразмер-
ных ферромагнитных фаз в процессе пластической деформации и последующего отжи-
га Ц Дефектоскопия, 2007. № 7. С. 8-21.
38. Уваров А.И., Терещенко Н.А., Шабашов В.А., Лапина Т.М. Фазовые превращения и из-
менение механических свойств в аустенитных сталях на Cr-Мп основе, содержащих
азот И ФММ, 1992. № 7. С. 108-117.
39. Сверчкарев И.В. Весы с автокомпенсацией для измерения магнитной восприимчивости //
ПТЭ, 1963. № 2. С. 142-143.
40. Васечкина Т.П., Пушин В.Г., Уксусников А.Н., Уваров А.И. Структура и механические
свойства метастабильных хромомарганцсвых сталей после деформации растяжением //
ФММ, 1978. Т. 46, вып. 5. С. 965-969.
41. Литвинов В.С., Каракишев СД., Овчинников В.В. Ядерная гамма-резонансная спектро-
скопия сплавов. М.: Металлургия, 1982. 142 с.
42. Немировский М.Р., Немировский Ю.Т., Рудаков А.А. Фазовые и структурные изменения
при деформационном у->£-превращении в сплаве 30X12Г23 // ФММ, 1980. Т. 50, вып. 5.
С. 1074-1080.
43. Гаврилюк В.Г., Надутое В.М., Гладуи О.В. Распределение азота в аустените Fe-N //
ФММ, 1990. № 3. С. 128-134.
44. Шабашов В.А., Терещенко Н.А., Уваров А.И.,Лапина Т.М. Аномалии мессбауэровского
спектра поглощения в температурном интервале антиферромагнитного перехода сталей
типа Х18АГ18 // ФММ, 1997. Т. 83, вып. 4. С. 95-102.
45. Гойхенберг Ю.Н., Журавлев Л.Г., Мирзаев Д.А. и др. Исследование коррозионного рас-
трескивания структуры и свойств упрочненных Cr-Мп аустенитных сталей с азотом //
ФММ, 1988. Т. 65, вып. 6. С. 1131-1137.
46. Дерягин А.И., Завалишин В.А., Земцова П.Д. и др. Влияние внешних воздействий на маг-
нитные свойства и структуру аустенитной стали 45Г17ЮЗ. I Деформационное воздейст-
вие // ФММ, 1992. № 1. С. 124-130.
47. Бозорт Р. Ферромагнетизм. М.: Изд-во иностр, лит., 1956. 780 с.
48. Родионов Д.П., Счастливцев В.М., Хлебникова Ю.В. Структурные особенности
монокристаллов высокоазотистых легированных сталей // ФММ, 1993. Т. 76, вып. 6.
С. 88-93.
49. Дерягин А.И., Уваров А.И., Завалишин В.А. и др. Образование сс-мартенсита при плас-
тической деформации аустенитной стали 10X18АГ21 повышенной стабильности // ФММ,
1997. Т. 84, вып. 4. С. 98-104.
50. Stein С. Kappenringe-ein Krupp-Produkt mit Tradition und Zukunft // Tech. Mitt. Krupp -
Werksberichte, 1980. Bd 38, Ht. 2. S. 69-72.
pl. Gavn'ljuk V.G., Shanina B.D., Berns /7. Ab initio development of a high-strength corrosion-resis-
tant austenitic steel// Acta Mat., 2008. Vol. 56. P. 5071-5082.
2. Банных О.А. Экономичные нержавеющие азотистые стали как перспективный замени-
тель легких сплавов // МиТОМ, 2005. № 7. С. 9-13.
108
53. Горынин И.В., Малышевский В.А., Калинин Г.Ю. и др. Коррозионно-стойкие высоко-
прочные азотистые стали // Вопросы материаловедения, 2009. № 3(59). С. 7-16.
54. Сагарадзе В.В., Уваров А.И., Печеркина HJJ. и др. Структура и механические свойства
толстолистовой азотсодержащей аустенитной стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ // ФММ, 2006.
Т. 102, №2. С. 250-256.
55. Рашев Ц. Высокоазотистые стали. Металлургия под давлением. София, 1995. 268 с.
56. Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Катаева Н.В. и др. Изменение магнитных свойств азот-
содержащей аустенитной стали 04Х20Н6Г11АМ2БФ в результате низкотемпературной
деформации // Вопросы материаловедения, 2011. Т. 3(67). С. 13-18.
57. Воронина Е.В., Рыбин В.В., Ямпольский ВД. Влияние пластической деформации на фа-
зовые превращения в аустенитной марганцовистой стали 45Г17ЮЗ // МиТОМ, 1984.
№ 11. С. 32-35.
58. Николин Б.И. Многослойные структуры и политипизм в металлических сплавах. Киев:
Наук, думка, 1984. 239 с.
59. Зельдович В.И., Уваров А .И. и др. Мартенситные превращения при деформации и меха-
нические свойства аустенитных хромомарганцевых сталей. I. Дилатометрические эф-
фекты при е—>у превращении в деформированных сталях // ФММ, 1975. Т. 40, вып. 2.
С. 394—402.
60. Morrii К. Development of shear band in FCC single crystals // Acta Met., 1986. Vol. 61, No. 2.
P. 325-330.
61. Дерягин А И., Завалишин B.A., Земцова НД. и др. Влияние внешних воздействий на маг-
нитные свойства и структуру аустенитной стали 45Г17ЮЗ. II. Влияние последеформаци-
онного отжига // ФММ, 1994. Т. 77, № 6. С. 128-136.
62. Hornbogen Е. Combined reactions // Met. Trans., 1979. 10A, No. 8. P. 947-972.
63. Суховаров В.Ф. Прерывистое выделение фаз в сплавах. Новосибирск: Наука, 1983. 167 с.
64. Сагарадзе В.В., Малышев К.А., Васева Ю.А., Смирнов Л.В. Условия формирования тон-
кодиспсрсного у-мартенсита в сплаве железо-никель-титан // ФММ, 1974. Т. 37, вып. 5.
С. 1051-1060.
65. Сагарадзе В.В., Васева IO.A. Упрочнение Fe-Ni сплавов дисперсными кристаллами у-фа-
зы Ц ФММ, 1976. Т. 42, вып. 2. С. 397^05.
66. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситио-стареющие стали. М.: Ме-
таллургия, 1970. 224 с.
67. Кронайс М., Гаттрингер Р. Немагнитные стали для тяжелонагруженных изделий // Чер.
металлы, 1961. № 7. С. 37-55.
68. Сагарадзе В.В., Шабашов В.А., Титоров Д.Б. и др. Влияние пластической деформации
на структурные, текстурные и концентрационные изменения при a-у превращении в
сплаве Н32 // ФММ, 1979. Т. 47, № 4. С. 784-795.
69. Шабашов В.А., Сагарадзе В.В., Юрчиков Е.Е., Савельева А.В. Мессбауэровское и элек-
тронно-микроскопическое исследование а—>у-превращения и стабилизации железонике-
лсвого аустенита // ФММ, 1977. Т. 44, вып. 5. С. 1060-1070.
70. Lauermanova /. Eftcctiv magnetic fields in the Fe-Ni-C martensite // Proc, the 5-th Inter.
Conference of Mossbauer spectroscopy. Praha, 1975. P. 302-304.
71. Вассерман Г., Гревен H. Текстуры металлических материалов. М.: Металлургия, 1969.
Dickson MJ., Stratton R.P. Development of primary recrystallization textures in metastable
austenitic steels //J. Appl. cryst., 1972. No. 5. P. 107-116.
”3. Grewen J., Wasserman G. On the ideal orientation of a rolling texture// Acta Met., 1955. Vol. 3.
P. 354-360.
4 Сорокин И.П., Сагарадзе B.B. Распределение ориентировок аустенита после двойного
мартенситного превращения у—>а—>у// ФММ, 1978. Т. 45, вып. 4. С. 748-762.
Глава 4
АНОМАЛЬНЫЕ ДИФФУЗИОННЫЕ ФАЗОВЫЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
И ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
В сплавах железа при температурах, близких к комнатным (Т < 0,2Тпл),
практически не наблюдается объемная, граничная и дислокационная диф-
фузия элементов замещения. Поэтому возможность развития низкотемпе-
ратурных диффузионных фазовых превращений в сталях, в частности при
холодной деформации, долго не принималась во внимание, хотя при этом
образуется большое количество подвижных вакансий и межузельных ато-
мов, сильно ускоряющих диффузионные процессы. Интерес исследовате-
лей вызывала только низкотемпературная диффузия элементов внедрения,
например углерода, который является достаточно подвижным при темпера-
турах выше -45 °C и может изменять свойства сталей со структурой свеже-
закаленного мартенсита при нагреве до комнатной температуры [1, 2].
Большинство исследователей направили свои усилия на анализ бездиффу-
зионных (мартенситных) превращений в метастабильных сталях и сплавах
при холодной деформации [3-11], что позволило, в частности, разработать
ряд материалов с уникальными физическими и механическими свойствами
(износостойкие сплавы, высокопрочные и пластичные TRIP-стали, а также
сплавы с эффектом памяти формы).
В настоящее время накоплено заметное количество экспериментальных
данных по развитию немартенситных (диффузионных) процессов в желез-
ных и других сплавах при сильной холодной пластической деформации.
Наиболее привлекательным, с практической точки зрения, механоиндуци-
руемым диффузионным процессом является формирование твердых метал-
лических растворов из исходных порошковых смесей чистых металлов или
сплавов в результате сильной холодной деформации в шаровых мельницах
(механическое легирование [12—14]). Однако считается, что во время «раз-
мола» в шаровых мельницах могут возникать локальные всплески темпера-
тур (вплоть до температуры плавления). Поэтому однозначно говорить о
взаимном растворении металлов в шаровых мельницах только при холод-
ной деформации не приходится.
В настоящем разделе представлены также работы по деформации, осу-
ществляемой такими методами (прокатка, сдвиг под высоким давлением),
которые позволяют достаточно надежно контролировать температуру де-
формации, ее степень и среду, в которой реализуется деформация. Основ-
ное внимание уделялось анализу диффузионного формирования сегрегаций
легирующих элементов в сталях и растворению частиц вторых фаз при хо-
210
лодной деформации. Исследования выполняли с использованием таких ана-
литических методов, как мессбауэровская спектроскопия, трансмиссионная
электронная микроскопия, рентгенография, магнитометрия, световая мик-
роскопия и др. [15-22].
4.1. ДИФФУЗИОННОЕ ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ
ЭЛЕМЕНТОВ И ОБРАЗОВАНИЕ СЕГРЕГАЦИЙ Ni ПРИ ХОЛОДНОЙ
ДЕФОРМАЦИИ В Cr-Ni-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЯХ
4.1,1. Изменение магнитных свойств в стабильных
Cr-Ni-аустенитных сталях при холодной деформации
Известно [23], что сильная холодная деформация, как и радиационное
воздействие, порождает большое количество точечных дефектов. Облуче-
ние сплавов высокоэнергетическими частицами (нейтронами, ионами или
электронами) при достаточно низких температурах может приводить к пе-
рераспределению легирующих элементов, атомному упорядочению или
разупорядочению фаз [24-27]. Это связано с появлением большого количе-
ства вакансий и междоузельных атомов радиационного происхождения,
обеспечивающих развитие диффузионных процессов в облучаемом матери-
але. При деформационной генерации точечных дефектов возможно их ин-
тенсивное движение на стоки (дислокации, границы зерен, субзерен и фаз)
даже при достаточно низких температурах, что может индуцировать «рас-
слоение» у-твердого раствора и образование сегрегаций. Настоящий раздел
посвящен анализу подобного явления в нержавеющих аустенитных сталях,
обнаруженного в работах [20, 28].
Исследовали две стабильные аустенитные стали Х12Н30 и X12H30T3,
содержащие, мас.%: 12 хрома, 30 никеля, менее 0,02 углерода и отличающи-
еся концентрацией титана (0 и 3%). Выбор указанных составов производи-
ли по следующим соображениям.
1. Стали должны обладать ярко выраженной зависимостью магнитных
свойств от состава (в частности от содержания никеля), что позволяет ана-
лизировать возможное деформационное перераспределение легирующих
элементов по изменению Тс и других магнитных характеристик.
2. Стали должны быть устойчивы к образованию ферромагнитного а-
мартенсита деформации, чтобы не вносить дополнительных изменений в
магнитное состояние деформированного материала.
3. Выбранные составы сталей должны позволять легко разделять про-
цессы деформационного расслоения никеля и деформационного растворе-
ния высоконикелевых интерметаллидов. Последнее может иметь место при
неполной интерметаллидной прокаливаемости Fe-Cr-Ni-Ti аустенита.
Указанным условиям удовлетворяют аустенитные стали Х12Н30 и
X12H30T3. Для сравнения анализировали также метастабильную аустенит-
ную сталь Х12Н15 с меньшим содержанием никеля. Аустенитные стали ти-
па XI2Н30 в соответствии с диаграммой магнитных состояний [29] испыты-
вают (при охлаждении ниже точки Кюри Тс = 200 К) превращение из пара-
магнитного состояния в ферромагнитное, а при дальнейшем охлаждении,
211
вероятно, имеют переходы ферромагнетик —> асперомагнетик —> спиновое
стекло [30, 31]. Выделяющиеся в стали X12H30T3 при старении изоморф-
ные у-матрице у'-частицы состава Ni3Ti с ГЦК-решеткой являются ферро-
магнитными ниже Тс ~ 60 К (os - 105 а/м) [32].
После обжатия на прессе слитки сталей подвергали гомогенизации при
1200 °C в течение 6 ч, затем проковывали на прутки 7x7 мм и закаливали в
воде от 1100 °C. С поверхности образцов удаляли слой толщиной 1 мм. Де-
формацию со степенями обжатия \|/ = 10-97,7% осуществляли холодной
прокаткой в гладких валках при 24 °C. Заготовки для магнитных измерений
вырезали на электроискровом станке, шлифовали и электрополировали,
снимая поверхностный слой примерно ~0,03 мм. Чтобы избежать занесения
в образцы ферромагнитных примесей от стальных валков, часть образцов
прокатывали в прокладках из молибденовой фольги. Результаты измере-
ния намагниченности вплоть до степеней обжатия 97,7% полностью совпа-
ли с результатами для образцов, прокатанных без прокладок.
Магнитные свойства образцов измеряли методом Фарадея на магнитных
весах с автокомпенсацией [33] (погрешность -1,5%). Измерения намагничен-
ности при температуре выше комнатной проводили в вакууме ~10-2 Па.
Погрешность измерений температуры составляла ±2 °C. Для измерений ис-
пользовали до 3 образцов в форме дисков диаметром 3-5 мм и толщиной
0,05-0,2 мм. Направление магнитного поля при измерении намагниченности
находилось в плоскости прокатки. Возможная малая магнитная анизотропия
не учитывалась. Измерения намагниченности при отрицательных темпера-
турах проводили на вибромагнитометре. Отжиг образцов осуществляли в
откачанных до вакуума ~10-2 Па и запаянных стеклянных ампулах. Образцы
после отжига подвергали электрополировке.
На рис. 4.1 представлены полевые зависимости удельной намагничен-
ности сталей Х12Н30, X12H30T3 и Х12Н15. В исходном недеформирован-
ном состоянии исследуемые
аустенитные стали имеют ха-
рактерную для парамагнети-
ков линейную зависимость
удельной намагниченности а
от напряженности магнитно-
го поля Н.
Повышение содержания
никеля от 15 до 30% (стали
Х12Н15 и Х12Н30) приводит
к существенному увеличению
магнитной восприимчивости
Рис. 4.1. Зависимость удельной на-
магниченности О закаленных сталей
Х12Н15 (1), X12H30T3 (2) и XI2H30
(3) от напряженности магнитного
поля Н при 24 °C.
На вставке - зависимость обратной удельной
восприимчивости 1/х от температуры
212
Рис. 4.2. Зависимость удельной намагниченности с сталей Х12Н30 (а) и X12H30T3 (б) при
24 °C от напряженности магнитного поля Н после различной деформации.
*.%: а - 1-0; 2 - 10; 3 - 50; 4 - 86; 5 - 95,6; б - 97.7; б - 1-0; 2 - 10; 3 - 57; 4 - 76; 5 - 88; 6 - 97,8. На вставке - завися-
кть удельной намагниченности от степени деформации V]/ (кривая 7) и истинной деформации Е (кривая 8) в магнит-
ном поле Н = 2-105 А/м
= do/dH - от 0.57-106 до 4,5-Ю-6 м3/кг (рис. 4.1, кривые 1, 3). Можно пола-
гать, что такое увеличение восприимчивости связано с общим повышением
концентрации атомов никеля с положительным обменным взаимодействи-
ем (Ni-Ni, Ni-Fe), что сопровождается ростом температуры Кюри. Кроме
того, в значительной мере возрастает вероятность статистических флукту-
аций состава, являющихся по своей природе ферромагнитными кластерами.
Например, если в сплаве Х12Н30 вокруг атома железа в первой координа-
ционной сфере среди его 12 ближайших соседей окажется один «лишний»
атом никеля, то по составу эта микрообласть будет соответствовать сплаву
\’ 21-140 с точкой Кюри, существенно превышающей 20 °C. Подобные
~ луктуации являются основой ферромагнитных кластеров, которые пере-
водят сплав Х12Н30 в суперпарамагнитное состояние и существенно увели-
чивают его магнитную восприимчивость по сравнению с малоникелевым
. ~лавом Х12Н15. Понижение магнитной восприимчивости при легировании
гганом в сплаве X12H30T3 до 2,1 10'6 м3/кг в сравнении со сталью Х12Н30
ис. 4.1, кривые 2, 3) объясняется обеднением аустенита никелем при вы-
зелении дисперсных у'-частиц состава Ni3Ti даже при достаточно быстрой
закалке в воде [28, 34]. Разница в парамагнитных температурах Кюри (-180
-80 °C) в сплавах с Ti и без него видна из зависимостей обратной воспри-
мчивости от температуры (см. вставку, рис. 4.1).
На рис. 4.2 показано влияние холодной деформации на удельную на-
магниченность стабильных аустенитных сталей Х12Н30 и X12H30T3.
В1 зно, что малые и средние степени деформации (до 50-76%) практичес-
1 и сохраняют линейную зависимость сг(Н) и парамагнитное состояние в
'-.их сталях (см. кривые 1-За и 1—46). При этом магнитная восприимчи-
сть мало изменяется в стали Х12Н30 и существенно сильнее возраста-
ет в стали с титаном (X12H30T3), что видно по увеличению наклона кри-
213
Рис. 4.3. Зависимость удельной намаг-
ниченности стали Х12Н15 при 24 °C
от напряженности магнитного поля
после деформации.
у, %: I -0:2- 10; 3-30;4-39;5-47
вых. При 50-56%-й деформа-
ции магнитная восп