CC BY
61
НАНОМАТЕРИАЛЫ И НАНОТЕХНОЛОГИИ
УДК 621.778.014-426:620.172.242 Ефимова Ю.Ю., Копцева Н.В., Никитенко О.А
ИССЛЕДОВАНИЕ СОСТОЯНИЯ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ ПОСЛЕ НАНОСТРУКТУРИРОВАНИЯ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО ВОЛОЧЕНИЯ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ*
В сплавах, подвергнутых интенсивным деформациям, конечная нанокристаллическая (НК) или ультра-мелкозернистая (УМЗ) структура определяется не только условиями обработки, но и исходной микроструктурой, а также фазовым составом. В однофазных твердых растворах наноструктурирование происходит аналогично чистым металлам, но получаемый размер зерен может быть значительно меньше. В многофазных сплавах существенную роль при измельчении структуры играют природа и морфология вторых фаз [1, 2].
Одновременно с образованием субструктур может меняться и фазовый состав материала. При наличии в исходной структуре сплава частиц вторых фаз, более прочных, чем матрица, при интенсивной пластической деформации (ИПД) может происходить их дробление, а также растворение вследствие механического легирования, приводящее к образованию пересыщенного твердого раствора [3-5].
При ИПД ферритно-перлигной стали формирование субструктуры, фрагментирование и разрушение цементита идут не только одновременно и параллельно, но и обладают сильными взаимным влиянием [4]. Дислокации проникают в цементит и разрезают его на час -ти. На межфазных границах возникают дислокационные сплетения, которые затем перестраиваются в субграницы. Интенсивность рефлексов карбидной фазы на электронограммах слабеет. Углерод из цементита выносится перерезающими его дислокациями [4, 6].
Наименее изучен данный процесс в ферригно-пер-лигных сталях с небольшим содержанием углерода, где для его протекания требуются большие деформации. Основная причина растворения цементита заключается в том, что атомам углерода энергетически выгоднее находиться на ядрах дислокаций и на субграницах, чем в решетке цементита. Поэтому в условиях локального квази-равнэвесного состояния, которое реализуется в процессе субструктурно-фазовых превращений, протекающих в деформированной стали, появляется значительная вероятность сосредоточения атомов углерода на дефектах кристаллической решетки феррита [4].
* Работа выполнена в рамках аналитической ведомственной целевой программы «Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 годы)», проект «Создание научных основ эволюции структуры и свойств наноструктурных конструкционных сталей в процессах обработки давлением» (регистрационный номер 2.1.2/2014).
Целью данной работы является исследование состояния цеменгитной фазы в стали 20, подвергнутой наноструктурированию методом равноканального углового прессования (РКУП) и последующему волочению. Были исследованы образцы стали в различном исходном состоянии - горячекатаном и улучшенном (закалка + отпуск), после РКУП и после волочения по маршруту: 6,75 ^ 6,5 ^ 5,9 ^ 5,3 ^ 4,8 ^ 4,3 ^ 3,95 ^ 3,8 ^ 3,4 ^ 3,05 ^ 2,75 ^ 2,45 ^ 2,15 ^ 1,95.
Исследование структуры проводили дифракционным (просвечивающим) электронно-микроскопичес-ким анализом (ПЭМ) на фольгах с помощью электронного микроскопа 1ЕМ-200СХ в светлом и темном поле при ускоряющем напряжении 160 кВ и методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) с помощью микроскопа 18М-6490ЬУ при ускоряющем напряжении 30 кВ на микрошлифах (используемых для световой микроскопии) в режимах вторичных и отраженных электронов.
Структура перлитных участков горячекатаной стали 20 до и после РКУП представлена на рис. 1.
До обработки методом РКУП толщина ферритных пластин составляла 60-250 нм (рис. 1, а). После обработки методом РКУП в перлитных участках произошло уменьшение толщины ферритных промежутков до 40-160 нм, а толщина цементитных пластин практически осталась неизменной и составила около 70-200 нм. В некоторых участках ферритные пластины оказались настолько тонкими, а цементитные пластины настолько сближенными, что даже при больших увеличениях выглядят как области с практически однофазным строением (рис. 1, б). При этом цементитные пластины изогнуты, в отдельных участках сильно, что свидетельствует об их деформации в процессе обработки стали методом РКУП. Кроме того, цементитные частицы в данном случае играют роль вторых фаз, более прочных, чем матрица - феррит. Поэтому при интенсивной пластической деформации при РКУП происходит их дробление, и дислокации,
** Процесс РКУП реализовывался в условиях Института перспективных материалов ГОУ ВПО «Уфимский государственный авиационный технический университет». Дифракционный электронно-микроскопический анализ проводили в Центре коллективного пользования Института физики металлэв УрО РАН, г. Екатеринбург.
проникая в цементит, разрезают его на части (рис. 1, б, в). Микроструктура стали 20 после улучшения состоит из дисперсной ферритно-карбид ной сме -си со сферическими цементитными частицами, харак-терной для строения сорбита отпуска. Карбиды имеют преимущественно сферическую форму (рис. 2, а). Их распределение в феррптной матрице выглядит неоднородно : в некоторых ферритных областях частиц цементита не обнаруживаются пли их количество и размеры ничтожно малы. Размеры частиц, расположенных внутри ферритных зерен, составляют от 30 до 142 нм, а более крупных, расположенных по границам кристаллов, - от 312 до 686 нм (рис. 2, б). На электро-нограммах присутствуют карбидные рефлексы (рис. 2, в). Размер карбидных частиц согласуются с результатами сканирующей микроскопии.
В микроструктуре стали 20 после улучшения и последующего наноструктурирования методом РКУП
размеры цементитных частиц в среднем составляют от 26 до 113 нм, а крупных - от 277 до 576 нм (рис. 3, а). Известно, что при пластической деформации может растворяться до 40-50% цементитной фазы [7, 8]. При РКУП улучшенной стали 20 в условиях воздействия интенсивной пластической деформации, очевидно, происходит растворение наиболее мелких карбидных частиц, расположенных внутри кристаллов а-фазы. Вследствие этого происходит «очищение» областей феррита от карбидов, что облегчает накопление деформации при осуществлении проходов во время РКУП и развитие фрагментации в этих участках.
С другой стороны, известно, что пластическая деформация значительно ускоряет протекание процессов сферопдизации и коагуляции цементита [9]. Поэтому при РКУП в данном случае наблюдается укрупнение крупных частиц в результате коагуляции, поскольку процесс происходит при нагреве до 400°С.
а б в
Рис. 1. Структура перлитных участков горячекатаной стали 20 до (а) и после РКУП (б, в)
а б в
Рис. 2. Структурастали 20 после улучшения, полученная методом РЭМ (а, б) и ПЭМ (в)
а б в
Рис. 3. Карбидныечастицы в структурестали 20 послеулучшения и наноструктурирования методом РКУП: а - снятые с помощью РЭМ; б - светлопольное изображение и электронограмма; в - темнопольное изображение
в рефлексе цементита, полученное методом ПЭМ
Карбидные рефлексы на микроэлектронограммах в подавляющем большинстве случаев отсутствовали, что свидетельствует о малом количестве и небольших размерах карбидных частиц в исследуемых областях микроструктуры (рис. 3, б). Размер мелких карбидных частиц, расположенных в ферригных зернах, был определен с помощью темнопольного анализа и составил от 16 до 100 нм (рис. 3, в), что согласуется с результатами сканирующей микроскопии. Небольшое количество и малые размеры карбидов подтверждают предположение, что, очевидно, при РКУП в результате интенсив -ной пластической деформации происходит частичное растворение карбидной фазы. При этом атомы углерода переходят, как полагают многие исследователи, в дефекты кристаллического строения феррита [10, 11].
Большое влияние на процесс последующей деформации наноструктурированной стали 20, которая представляет собой гетерофазную систему, оказывает хрупкая карбидная фаза, в особенности ее морфология и характер распределения (рис. 4). При этом возможность достижения высоких значений прочности и пластично -сти холоднотянутой стали определяется двумя конкурирующими факторами - снижением концентрации углерода на дислокациях феррита и коагуляцией цемен-титных частиц. Известно также, что частицы цементита сферической формы практически не деформируются в процессе пластической деформации и их наличие существенно осложняет формирование тонкой структуры деформации.
Как было показано выше, в стали 20 после улучшения и обработки методом РКУП наблюдается не-
однородное распределение цементита (см. рис. 3, а): обнаруживаются области с мелкими и более крупными цементитными частицами, а также участки, практически свободные от карбидных частиц. При увеличении степени обжатия примерно до 40% происходит частичное растворение цементитных частиц, очевидно, в первую очередь, более мелких; размеры и количество крупных частиц уменьшаются (рис. 4, а, б). Эю освобождает дополнительные области феррита для дислокационных сдвигов и также способствует развитию пластического течения.
При увеличении степени обжатия свыше 37,4% происходит дальнейшее уменьшение размеров наиболее крупных карбидных частиц, которые не превышают 100-330 нм, что свидетельствует о продолжающемся растворении цементита (рис. 4, в). При этом более крупные ферригные зерна также фрагментируются, измельчаются, и при степенях обжатия больше 65% структура становится однородной, состоящей из ульт-рамелких и нанокристаллических зерен феррита с размерами 84-173 нм с равномерно рас пространенными округлыми частицами цементита с размерами 42-133 нм (см. рис. 4, в). При частичном растворении карбидов за счет диффузии углерода и образования атмосфер преимущественно на дислокациях неравновееных границ зерен происходит блокировка и стабилизация границ. Создаются условия для потери устойчивости пластического течения, и твердость стали повышается.
Уменьшение размеров карбидных частиц и частичное их растворение при волочении заготовки из стали 20, предварительно улучшенной и обработанной методом
а б в
Рис. 4. Общий вид микроструктуры наноструктурированной стали 20 после волочения со степенью обжатия 5,9 (а), 37,4 (б) и 67,8% (в)
«га
а б
Рис. 5. Тонкая структура наноструктурированной стали 20 после волочения со степенью обжатия 5,9 (а) и 91,5% (б)
РКУП, подтверждаются исследованиями ПЭМ (рис. 5).
При последующем нагреве может происходить «очистка» феррита от углерода и частичное восстановление цементита, что позволяет рассчитывать на увеличение пластичности без значительного снижения прочное ти.
Выводы
При наноструктурировании методом РКУП горячекатаной стали 20 в перлите происходит уменьшение толщины ферритных промежутков до размеров, соизмеримых с толщиной цементитных пластин, которые сильно изогнуты и частично раздроблены. Эго обеспечивает повышение сопротивления деформации.
Карбидная фаза в наноструктурированной предварительно улучшенной стали 20 представляет собой дисперсные, преимущественно округлые частицы, неравномерно распределенные в ферритной матрице: в некоторых ферритных областях частиц цементита не обнаруживаются, или их количество и размеры ничтожно малы. При этом частицы цементита располагаются на границах и субграницах, что может видоизменять продвижение полосы скольжения в процессе деформации и увеличивать тем самым возможность пластических сдвигов.
При РКУП и последующем волочении наноструктурированной предварительно улучшенной стали происходит частичное растворение карбидов с переходом атомов углерода в дефекты кристаллического строения феррита; размеры карбидных частиц уменьшаются до наноразмеров. При этом происходит растворение, в первую очередь, более мелких частиц цементита, что освобождает дополнительные области феррита для дис -локационных сдвигов и, очевидно, также способствует развитию пластического течения.
Список литературы
1. Получение объемных металлических нано- и субмикрокрисгал-лических материалов методом интенсивной пластической деформации / Дрбаткин С.В., Арсенкин А.М., Попов М.А и др. // МиТОМ. 2005. № 5. С. 29-34.
2. Механизмы измельчения зерен в алюминиевых сплавах в процессе интенсивной пластической деформации / Кайбышев Р.О., МаауринаИА., Громов ДА // МиТОМ. 2О06. № 2. С. 14-19.
3. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398 с.
4. Целлермаер В.Я. Субсгрукгурно-фазовые превращения при интенсивной пластической деформации металлов // Изв. вузов. Черная металлургия. 1999. № 12. С. 44-49.
5. Исследование влияния сгрукгурнофазовых изменений при интенсивной пластической деформации и термической обработке на свойства сталей / Петрова Н.Д., Петров П.П., Платонов А.А и др. // Наноматериалы технического и медицинского назначения (III Международная школа «Физическое материаловедение»): сб. материалов / под ред. А.А Викарчука. Самара, Тольятти, Ульяновск, Казань, 24-28 сент. 2007 г. Тольятти: ТГУ, 2007. С. 363-365.
6. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали. Киев: Наук. думка, 1987. 208 с.
7. Перлит в углеродистых сталях / Счастливцев В.М., Мирзаев ДА., ЯковлеваИ.Л. идр. Екатеринбург: УрОРАН, 2006. 311 с.
8. Белоус М.В., Черепин В.Т. Изменения в карбидной фазе ста-
ли под влиянием холодной пластической деформации // ФММ. 1962. 14. Вып. 1. С. 48-54.
9. О механизме динамической сфероидизации цементита / Старо-дубов КФ., Допженков И.Е., Лоцманова И.Н. // Изв. АН СССР. Металлы. 1971. № 6. С. 120-124.
10. Технологические основы электротермической обработки стали / Гриднев В.Н., Мешков Ю.Я., Ошкадеров С.П. и др. Киев: Наук. думка, 1977. 213 с.
11. Сагарадзе В.В. Деформационно-индоцируемые низкотемпературные диффузионные превращения в сталях // Развитие идей академика В ДСадовского: ебтр. Екатеринбург, 2008. С. 192-218.
12. Чукин М.В., Емалеева Д.Г. Влияние термической обработки на эволюцию структуры и свойств стальной проволоки в процессе РКУПротяжки // Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. 2008. № 2. С. 70-71.
13. Инновационный потенциал новых технологий производства метизных изделий из наноструктурных сталей/ Чукин М.В., КопцеваН.В., Барышников М.П. и др. // Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. 2009. № 2. С. 64-68.
List of literature
1. Production of metallic three-dimensional nano- and sub microcrystalline materials using the method of intensive plastic deformation / Dobatkin S.V., Arsenkin A.M., Popov M.A etc. // MiTOM. 2005. № 5. P. 29-34.
2. Mechanisms of grain refining in aluminium alloys during intensive plastic deformation / Kaibyishev R.O., Mazurina I.A., Gromov D.A // MiTOM. 2006. №2. P. 14-19.
3. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Three-dimensional nanostructure metallic materials. M.: IKC "Akademkniga", 2007. 398 p.
4. Tsellermaier V.Y. Sub structural phase transformation during intensive plastic deformation of metals // Proceedings of Universities. Ferrous Metallurgy. 1999. № 12. P. 44-49.
5. The research of influence of structural phase changes during inten-
sive plastic deformation and heat treatment on steel properties / Petrova N.D., Petrov P.P., Platonov A.A at alias // Nanomaterials for technical and medical International School "Physical
Material Science"): collection of scientific papers / Editor: A.A V-karchuk. Samara, Togliatti, Ulyanovsk, Kazan, 24th-28th of September. 2007 Togliatti: TSU, 2007. P. 363-365.
6. Gavrilyuk V.G. Carbon distribution in steel. Kiev: Nayk. dumka, 1987. 208 p.
7. Perlite in carbon steels / Schastlivtsev V.M., Mrzaev D.A., Yakovleva I.L. at alias. Yekaterinburg: UrO RAN, 2006. 311 p.
8. Bebus M.V., Cherepin V.T. Changes in carbide phase of steel during cold plastic deformation //FMM. 1962. 14. Issue 1. P. 48-54.
9. The mechanism of dynamic spheroidization of cementite / Staro-dubov K.F., Dolzhenkov I.E., Lotsmanova I.N. // Proceedings of AN USSR. Metals. 1971. № 6. P. 120-124.
10. Technological fundamentals of thermal-electric treatment of steel / Gridnev V.N., Meshkov Y.Y., Oshkaderov S.P. etc. Kiev: Nayk. dumka, 1977. 213 p.
11. Sagaradze V.V. Deformation induced low temperature diffusion transformations in steels // Developing the idea of Academician V.D. Sadovskj collection of scientific papers. Yekaterinburg, 2008. P. 192-218.
12. Chukin M.V., Emaleeva D.G. The influence of thermal treatment on the structure evolution and properties of steel wire in the process of RKU drawing // Vestnik of MSTU named after G.I. Nosov. 2008. № 2. P. 70-71.
13. Potential of new technologies in manufacture wire products made of nanostructural steels / Chukin M.V., Koptseva N.V., Barjish-nikov M.P. etc. // Vestnik of MSTU named after G.I. Nosov. 2009. № 2. P. 64-68.
^
