CC BY
59
УДК 669.14:539.4
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1127-1130
ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И ХАРАКТЕРА РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОАЗОТИСТОЙ ХРОМОМАРГАНЦЕВОЙ СТАЛИ ПОСЛЕ НАВОДОРОЖИВАНИЯ
© Г.Г. Майер1*, Е.Г. Астафурова1*, Е.В. Мельников1*, В.А. Москвина2*, Н.К. Гальченко1*
1)1 Институт физики прочности и материаловедения, г. Томск, Российская Федерация, e-mail: galinazg@yandex.ru
2) Национальный исследовательский Томский политехнический университет, г. Томск, Российская Федерация,
e-mail: valya_moskvina@mail.ru
В работе исследовали влияние легирования водородом на механические, пластические свойства и характер разрушения поликристаллов высокоазотистой аустенитной стали Fe-19Cr-22Mn-l,5V-0,6N-0,2C (мас.%) при растяжении. Введение водорода приводит к уменьшению значений предела текучести, предела прочности и удлинения стали. После наводороживания в течение 40 ч величина деформации до разрушения уменьшается в два раза по сравнению с состоянием без водорода. Легирование водородом сопровождается образованием поверхностного хрупкого слоя толщиной от 1,5 до 6 мкм после наводороживания в течение 2-40 ч, а также изменением характера разрушения образцов от преимущественно интеркристаллитного к транскристаллитному. Ключевые слова: высокоазотистая сталь; наводороживание; механические свойства; характер излома.
Проблема взаимодействия водорода с металлами привлекает внимание исследователей на протяжении многих лет и остается актуальной до сих пор. Водород оказывает сильное влияние на физико-химические свойства материалов и является одной из важнейших причин ухудшения их эксплуатационных характеристик. Наибольшее число работ посвящено изучению влияния водорода на аустенитные нержавеющие стали на хромоникелевой основе [1-4], что обусловлено широким спектром их применения. При этом стоимость никеля, как легирующего элемента, является серьезным ограничением для использования такой стали, а при понижении концентрации никеля появляется склонность к охрупчиванию в среде водорода.
Хромомарганцевые аустенитные стали способны по своим эксплуатационным характеристикам заменить хромоникеливые. Использование марганца вместо дорогостоящего никеля понижает энергию дефекта упаковки аустенита и способствует деформационному упрочнению. Введение азота в аустенитные стали обеспечивает повышение аустенитообразующей способности, а также позволяет решать проблемы повышения прочности и экономии дорогих и дефицитных легирующих элементов. Ввиду ограниченного числа работ по влиянию водорода на прочностные свойства высокоазотистых аустенитных сталей необходимы детальные исследования в этой области.
Цель работы - установить влияние наводороживания на механические свойства и характер разрушения высокоазотистой хромомарганцевой аустенитной стали.
В качестве объекта исследования были выбраны поликристаллы высокоазотистой аустенитной стали Ее-19Сг-22Мп-1,5У-0,6К-0,2С (мас.%). Исходные образцы закаливали от 1100 °С в воду. После закалки
сталь имела структуру преимущественно аустенита (5 % феррита).
Насыщение образцов водородом осуществляли в однонормальном растворе серной кислоты с добавлением тиомочевины CH4N2S при комнатной температуре, плотности тока 50 мА/см2, продолжительности (Гнавод) 2, 10 и 40 ч.
Механические испытания методом одноосного растяжения проводили при комнатной температуре, со скоростью 5,6-10-4 с-1 на электромеханической машине Instron 3369. Коэффициент охрупчивания стали рассчитывали в соответствии какЕн = [(е0 -%)/ея]-100%,
где 80 и gH - удлинение образцов до и после наводоро-живания соответственно.
Характер разрушения исследуемой стали изучали при помощи сканирующего электронного микроскопа LEO EVO 50 (ЦКП «Нанотех», ИФПМ СО РАН).
Изучение кривых течения исследуемой стали до наводороживания показало, что пластическая деформация развивается в одну линейную стадию, предел текучести составляет ü02 = 568 МПа, предел прочности -üb = 1084 МПа при удлинении g = 20 % (рис. 1). Характер кривых течения изменяется слабо при легировании водородом (рис. 1). Наводороживание продолжительностью 2 ч приводит к уменьшению значений предела текучести и предела прочности исследуемой стали до ü02 = 538 МПа и üb = 989 МПа. Дальнейшее увеличение Гнавод до 10 и 40 ч слабо влияет на величину предела текучести ü02 = 541 МПа (Гнавод = 10 ч) и ü02 = 520 МПа (Гнавод = 40 ч), но способствует существенному понижению предела прочности стали до üb = 902 МПа (Гнавод = 10 ч) и 838 МПа (Гнавод = 40 ч) по сравнению с состоянием без водорода и после наводороживания в течение 2 ч.
Рис. 1. Влияние наводороживания на кривые течения исследуемой стали
Насыщение стали водородом сопровождается снижением удлинения образцов: 8 = 17 % (Гнавод = 2 ч), 8 = 14 % (Гнавод = 10 ч), 8 = 11 % (Гнавод = 40 ч) в сравнении с состоянием без водорода 8 = 20 %. После наводороживания в течение 40 ч коэффициент охрупчивания (Ен) имеет наибольшее значение (45 %) в сравнении со значениями, соответствующими продолжительности наводороживания 2 ч (15 %) и 10 ч (30 %). Значения коэффициента деформационного упрочнения © = при наводороживании изменяются слабо,
однако после Гнавод = 40 ч наблюдали повышение величины © до 3140 МПа по сравнению с исходным значением © = 2800 МПа.
Разрушение образцов до наводороживания носит преимущественно интеркристаллитный характер (рис. 2а). После наводороживания наблюдали смену характера разрушения стали от преимущественно интеркри-сталлитного к преимущественно транскристаллитному (рис. 2б, 2в). Одной из возможных причин смены механизма разрушения после наводороживания высокоазотистой стали является способность водорода понижать энергию дефекта упаковки аустенита, активировать планарное скольжение дислокаций и усиливать склонность сталей к локализации деформации [5-6].
Наводороживание сопровождается образованием хрупкого слоя на поверхности образцов, толщина которого возрастает при увеличении продолжительности насыщения. Толщина слоя, образованного в результате наводороживания продолжительностью 2 ч, составляет 1,5 мкм. Разрушается он по механизму скола. При этом характер излома остального образца вязкий, с ямками разной формы - вытянутыми и округлыми. Увеличение продолжительности наводороживания до 10 ч приводит к росту толщины поверхностного слоя до 3,5 мкм (рис. 2б). А после легирования водородом в течение 40 ч она составляет 6 мкм (рис. 2в). При этом образуется хрупкая переходная зона (приповерхностная), которая представляет собой столбчатую структуру с вытянутыми параллельными ячейками, направленными перпендикулярно к поверхности образца (рис. 2в). Характер излома образцов, наводороженных в течение 10 и 40 ч, преимущественно транскристаллитный. После наводороживания продолжительностью 10 и 40 ч на поверхности разрушения обнаружены вторичные трещины.
Появление вторичных трещин после наводорожи-вания стали может быть связано, во-первых, с усилением локализации деформации вследствие понижения
энергии дефекта упаковки стали [5-6]. Во-вторых, исследуемая сталь является двухфазной (аустенит и феррит), а диффузия водорода в феррите проходит быстрее, чем в аустените, в результате этого может происходить растрескивание ферритных зерен [7]. В-третьих, границы зерен выступают местами преимущественного накопления водорода и могут вызывать образование трещин и охрупчивание стали [8].
Таким образом, экспериментально установлено, что наводороживание продолжительностью до 40 ч приводит к снижению предела текучести, предела прочности и удлинения высокоазотистой аустенитной стали. Увеличение продолжительности насыщения водородом способствует большим эффектам охрупчивания стали. После наводороживания на поверхности образцов формируется хрупкий поверхностный слой, толщина которого возрастает с увеличением продолжительности наводороживания. Поверхностный слой разрушается хрупко сколом при растяжении. Легирование водородом высокоазотистой стали способствует смене характера разрушения от преимущественно интеркристал-литного к преимущественно транскристаллитному и образованию вторичных трещин.
Рис. 2. Характер излома исследуемой стали в исходном состоянии (а) и после наводороживания в течение 10 ч (б) и 40 ч (в)
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Баумбах Х., Кренинг М., Тюрин Ю.И., Чернов И.П., Чердан-цев Ю.П. Неравновесные системы металл-водород. Титан, нержавеющая сталь. Томск: Изд-во Том. ун-та, 2002. 350 с.
2. Michler T., Naumann J., HockM., Berreth K., Balogh M.P., Sattler E. Microstructural properties controlling hydrogen environment embrit-tlement of cold worked 316 type austenitic stainless steels // Mat. Sci. and Eng. A 628. 2015. P. 252-261.
3. SanMarchi C., Michler T., Nibur K.A., Somerday B.P. On the physical differences between tensile testing of type 304 and 316 austenitic stainless steels with internal hydrogen and in external hydrogen // Int. J. Hydrogen Energy. 2010. V. 35 (18). P. 9736-9745.
4. Zhang L., Wen M., Imade M., Fukuyama S., Yokogawa K. Effect of nickel equivalent on hydrogen gas embrittlement of austenitic stainless steels based on type 316 at low temperatures // Acta Mater. 2008. V. 56 (14). P. 3414-3421.
5. Купрекова Е.И., Климова К.В., Чернов И.П., Черданцев Ю.В. Влияние водорода и рентгеновских квантов на механические свойства стали 12Х18Н10Т // Поверхность. Рентгеновские, син-хротронные и нейтронные исследования. 2008. № 3. С. 82-86.
6. Michler T., Naumann J. Hydrogen embrittlement of Cr-Mn-N-austenitic stainless steels // Int. J. of Hydrogen Energy. 2010. V. 35. P. 1485-1492.
7. Younes C.M., Steele A.M., Nicholson J.A., Barnett C.J. Influence of hydrogen content on the tensile properties and fracture of austenitic stainless steel welds // Int. J. Hydrogen Energy. 2013. V. 38. P. 48644876.
8. Phaniraj M.P., Kim H.-J., Suh J.-Y., Shim J.-H., Park S.-J., Lee T.-H. Hydrogen embrittlement in high interstitial alloyed 18Cr10Mn austenitic stainless steels // Int. J. of Hydrogen Energy. 2015. V. 40. P. 13635-13642.
БЛАГОДАРНОСТИ:
1. Работа выполнена при частичной финансовой поддержке стипендии Президента РФ (СП-160.2016.1).
2. Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Нанотех» (ИФПМ СО РАН, Томск).
Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.
UDC 669.14:539.4
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1127-1130
INVESTIGATION OF MECHANICAL PROPERTIES AND FRACTURE MECHANISM OF HYDROGEN-SATURATED HIGH-NITROGEN AUSTENITIC STEEL
© G.G. Mayer1*, E.G. Astafurova1*, E.V. Melnikov1*, V.A. Moskvina2*, N.K. Galchenko1*
1) Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS,
Tomsk, Russian Federation, e-mail: galinazg@yandex.ru
2) Tomsk Polytechnic University, Tomsk, Russian Federation,
e-mail: valya_moskvina@mail.ru
The influence of electrochemical hydrogen charging on tensile mechanical properties and fracture character of polycrystalline high-nitrogen austenitic steel Fe-20Cr-22Mn-1.45V-0.23C-0.6N (in wt. %) was investigated. Hydrogenation decreases yield strength, uniform elongation and tensile strength of steel. After 40 hours of hydrogen charging, the elongation of steel decreases in two times compared to initial state. Hydrogenation results in formation of the brittle surface layers with thickness of 1.5 to 6 |m after 2-40 hours of charging. Hydrogen induced a change of fracture mode from predominantly intergranular to predominantly transgranular one.
Key words: high-nitrogen austenitic steel; hydrogenation; mechanical properties; fracture.
REFERENCES
1. Baumbakh Kh., Krening M., Tyurin Yu.I., Chernov I.P., Cherdantsev Yu.P. Neravnovesnye sistemy metall-vodorod. Titan, nerzha-veyushchaya stal'. Tomsk, Publishing House of Tomsk State University, 2002. 350 p.
2. Michler T., Naumann J., Hock M., Berreth K., Balogh M.P., Sattler E. Microstructural properties controlling hydrogen environment embrittlement of cold worked 316 type austenitic stainless steels. Mat. Sci. and Eng. A 628, 2015, pp. 252-261.
3. San Marchi C., Michler T., Nibur K.A., Somerday B.P. On the physical differences between tensile testing of type 304 and 316 austenitic stainless steels with internal hydrogen and in external hydrogen. Int. J. Hydrogen Energy, 2010, vol. 35 (18), pp. 9736-9745.
4. Zhang L., Wen M., Imade M., Fukuyama S., Yokogawa K. Effect of nickel equivalent on hydrogen gas embrittlement of austenitic stainless steels based on type 316 at low temperatures. Acta Mater, 2008, vol. 56 (14), pp. 3414-3421.
5. Kuprekova E.I., Klimova K.V., Chernov I.P., Cherdantsev Yu.V. Vliyanie vodoroda i rentgenovskikh kvantov na mekhanicheskie svoystva stali 12Kh18N10T. Poverkhnost'. Rentgenovskie, sinkhrotronnye i neytronnye issledovaniya — Journal of Surface Investigation. X-Ray, Synchrotron and Neutron Techniques, 2008, no. 3, pp. 82-86.
6. Michler T., Naumann J. Hydrogen embrittlement of Cr-Mn-N-austenitic stainless steels. Int. J. of Hydrogen Energy, 2010, vol. 35, pp. 1485-1492.
7. Younes C.M., Steele A.M., Nicholson J.A., Barnett C.J. Influence of hydrogen content on the tensile properties and fracture of austenitic stainless steel welds. Int. J. Hydrogen Energy, 2013, vol. 38, pp. 4864-4876.
8. Phaniraj M.P., Kim H.-J., Suh J.-Y., Shim J.-H., Park S.-J., Lee T.-H. Hydrogen embrittlement in high interstitial alloyed 18Cr10Mn austenitic stainless steels. Int. J. of Hydrogen Energy, 2015, vol. 40, pp. 13635-13642.
GRATITUDE:
1. The work is fulfilled under partial financial support of Russian Federation President (Cn-160.2016.1).
2. The work is fulfilled with the use of Centre of Collective Use "Nanotech" equipment (Institute of Strength Physics and Materials Science of the Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences (ISPMS SB RAS).
Received 10 April 2016
Майер Галина Геннадьевна, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, кандидат физико-математических наук, младший научный сотрудник, e-mail: galinazg@yandex.ru
Mayer Galina Gennadevna, Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Candidate of Physics and Mathematics, Junior Research Worker, e-mail: galinazg@yandex.ru
Астафурова Елена Геннадьевна, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, доцент, ведущий научный сотрудник, e-mail: elena.g.astafuro-va@gmail.com
Astafurova Elena Gennadevna, Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Associate Professor, Leading Research Worker, e-mail:_elena.g.astafurova@gmail.com
Мельников Евгений Васильевич, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, аспирант, e-mail: melnickow-jenya@yandex.ru
Melnikov Evgeniy Vasilevich, Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Post-graduate Student, e-mail: melnickow-jenya@yandex.ru
Москвина Валентина Александровна, Томский политехнический университет, г. Томск, Российская Федерация, студент, e-mail: valya_moskvina@mail.ru
Moskvina Valentina Aleksandrovna, Tomsk Polytechnic University, Tomsk, Russian Federation, Student, e-mail: valya_mosk-vina@mail.ru
Гальченко Нина Константиновна, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, e-mail: nkgalchenko@gmail.com
Galchenko Nina Konstantinovna, Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Candidate of Technics, Senior Research Worker, e-mail: nkgalchenko@gmail.com
