CC BY
233
ЛГТГ:Г:ГГ КЯГШЖГГ.Г, /17Q
-а (53). 2009 / If w
АТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Special austenitic steels (TRIP-TWIP-steels) for modern technologies of thermomechanical treatment are examined
О. Л МЕНДЕЛЕЕВА, К К ИВАНИЦКИИ, БИТУ
КОНСТРУКЦИОННЫЕ TRIP/TWIP-CTAnH
УДК 669:621.785
Микроструктура и свойства новых конструкционных материалов в отличие от традиционных наиболее тесно зависят от технологии. Процесс изготовления, обработки материала, создания изделия из него и нанесения функционально-гради-ентого защитного покрытия (диффузионного слоя) составляет единое целое. Многие новейшие конструкционные материалы были специально разработаны для определенных технологий, совмещающих термическое воздействие на сплав с его пластической деформацией.
Пластическая деформация является одним из наиболее интересных и эффективных технологических приемов воздействия на структуру сплава. Она формирует субструктуру твердого раствора (матричной фазы любого конструкционного сплава), изменяет кинетику и полноту совершения фазовых превращений.
Субструктуру деформации и/или рекристаллизации исходной матричной фазы в значительной степени наследует структура, сформированная в результате термомеханической обработки.
Зарождение новых фаз происходит легче, так как эффективная движущая сила увеличивается, а энергия активации превращения снижается в пластически деформированных кристаллах. Другим немаловажным фактором является снижение энергии активации диффузии. Однако при температурах, близких к температуре начала рекристаллизации сплава, пластическая деформация не влияет на скорость диффузионного фазового превращения.
При мартенситных превращениях пластическая деформация имеет гораздо большее значение. Сдвиговое полиморфное превращение (мартенсит-ное) - самостоятельный механизм пластической деформации наряду с транслирующим скольжением и двойникованием может непосредственно создавать макродеформацию исходной матричной фазы (аустенита). Роль пластической деформации в сдвиговом превращении многообразна: она под-
нимает уровень напряжений в кристалле исходной фазы, облегчая появление мартенсита напряжения; создает дефекты кристаллической решетки исходной фазы, как места вероятного зарождения мартенсита; изменяет исходную фазу, а следовательно, морфологию и кинетику образования мартенсита. Сдвиговое полиморфное превращение, спровоцированное пластической деформацией, приводит к образованию мартенсита напряжения и/или деформации.
Путем оптимизации химического состава были разработаны низкоуглеродистые микролегированные конструкционные стали для термомеханической обработки: прочные и пластичные двухфазные (феррито-мартенситные) и TRIP-стали [1].
Технология термомеханической обработки традиционных микролегированных низкоуглеродистых TRIP-сталей, как и двухфазных, состоит из предварительной термической обработки: нагрев до межкритических температур (А^-Асз) и изотермическая закалка с выдержкой в бейпитной области. Подобно двухфазным низкоуглеродистым сталям, микроструктура TRIP-стали содержит в основном мягкий феррит. В ферритной матрице расположены пакеты и отдельные пластины мартенсита, бейнита и остаточный аустенит (рис. 1).
В процессе последующей холодной пластической деформации аустенита остаточного наблюдается образование мартенсита напряжения и/или деформации, которое сопровождается значительным увеличением пластичности, так называемый TRIP-эффект (transformation-inducted plasticity). Однако в TRIP-сталях только некоторое количество аустенита остаточного превращается в мартенсит.
Объемные доли фаз в микроструктуре TRIP-стали зависят от содержания углерода и степени пластической деформации. При увеличении содержания углерода в стали аустенит стабилизируется и сохраняется до конца обработки. При низ-
180/
/¡ггттт rr KGtfMTfrVfi
4 (53), 2009-
Рис. 1. Микроструктура традиционной ТШР-стали с фер-ритной матрицей (0,15 мас.% С; 1,5 мас.% Мп; 1,5 мас.% 81) после предварительной термической обработки: изотермическая закалка с 775 °С; выдержка при 400 °С 150 с [2]
ком содержании углерода мартенситиое превращение, спровоцированное пластической деформацией, развивается более полно и приводит к повышению пластичности стали.
Строго дозированное образование мартенсита при контролируемой скорости холодной деформации аустенита эффективно подавляет процессы, приводящие к сужению при растяжении, и обеспечивает максимум пластичности. Релаксация пиковых напряжений в структуре при мартенситном ТЮР-превращении - это основная причина повышения пластичности ТЫР-сталей по сравнению с двухфазными и микролегированными Н8ЬА-ста-лями.
Традиционные микролегированные низкоуглеродистые ТЫР-стали очень прочные (временное сопротивление разрыву около 700 МПа), однако пластичность их средняя (общее удлинение не более 35%) [1]. Новые ТЫР-стали с матричной ау-стенитной фазой имеют предел текучести около 450-500 МПа и временное сопротивление разрыву около 900 МПа соответственно (рис. 2) [3, 10]. При динамических нагрузках ТМР-сталь деформируется и поглощает энергию удара.
0 10 20 30 40 50 60 Деформация, %
Рис. 2. Деформационная диаграмма TRIP- и TWIP-сталей [4]: / - TRIP-сталь (200 ррт С; 15 мас.% Мп; 3 мас% Si; 3 мас.% А1); 2 - TRIP/TWIP-сталь (400 ррт С; 20 мас.% Мп; 3 мас.% Si; 3 мас.% А1); 3 - TWIP-сталь (300 ррт С; 25 мас.% Мп; 3 мас.% Si; 3 мас.% А1)
TWIP-стали сочетают высокую прочность (предел текучести 250-530 МПа; временное сопротивление разрыву достигает 1000 МПа и более) с высокой способностью к деформации без разрушения и экстраординарной зависимостью прочности от степени деформации (рис. 2). TRIP-стали могут противостоять высоким нагрузкам без деформации, а TWIP-стали легко деформируются при низких нагрузках и не разрушаются вплоть до степени общей деформации 90%. Это означает, что сталь сохраняет хорошую пластичность даже после процесса глубокой вытяжки [3, 10].
Для оценки способности сталей к холодному деформированию используют характерную величину, которая определяется как временное сопротивление разрыву, умноженное на максимальное удлинение (без разрушения). Она составляет 25 000-38 000 МПа-% для TRIP-сталей; свыше 38 000-57 000 МПа-% для TWIP-сталей [3-5].
Исключительные свойства конструкционным аустенитным TWIP-сталям обеспечивает особый TWIP (twinning induced plasticity) механизм упрочнения. Механическая деформация порождает в стабильном аустените высокое деформационное напряжение и делает возможным двойникование аустенита без фазового превращения (рис. 3).
Рис. 3. Микроструктура высокомарганцевой аустенитной Т\¥1Р-стали (25 мас.% Мп; 3 мас.% А1; 3 мас.% 81): а до деформации; б, в, г - после деформации, степень деформации - 18% (б); 26% (в); 34% (г) [6]
г г:|Т:<г; г: [гшг,/;ттгггг? /101
-4(53),2009 / IUI
Рис. 4. Характерные микроструктуры высокомарганцевой стали после пластической деформации [5]: а - многофазная ТШР-сталь (аустенит; а-мартенсит; £-мартенсит). хЮОО; б - аустенитная Т\У1Р-сталь (двойники). ПЭМ
Механизм превращения аустенита в ТЫР-и Т\У1Р-сталях отличается и формирует разные микроструктуры (рис. 4).
Деформация аустенита (ГЦК) сопровождается неограниченным расщеплением скользящих дис локаций. Частичные дислокации, многократно проходя по нескольким атомным плоскостям, об разуют дефект упаковки - стопку атомных плоско стей (1-10 нм), которая уложена правильно: как ГЦК с обратным, зеркальным порядком укладки атомных плоскостей или как ГПУ (рис. 5, а, в).
Внешние плоскости дефекта упаковки можно рас сматривать как границы двойника (ГЦК) или как межфазные границы кристалла г-мартенсита (ГПУ). Неограниченное движение частичной дислокации последовательно по всей стопке атомных плоско стей - основной механизм как двойникования, так и всех сдвиговых полиморфных превращений.
Разные системы легирования аустенита с оди паковой температурой начала мартенситного превращения (Мн) в разной степени изменяют энер гию дефектов упаковки [8, 11].
[111]п
Рис. 5. Схема изменения порядка укладки атомных плоскостей при пластине ской деформации фазы ГЦК: а - трехслойная упаковка ГЦК плоскости (111); [110] гцк ^ _ политипы дефекта упаковки; в - двухслойная упаковка ГПУ плоскости
(0001); г, д - двойник в ГЦК
Ш/лгтггпг^отг^тггг^
I fl (53), 2009-
1 ООО
CD
а.
н 500 (D Q. Ф
О 20 40 бО
Содержание Мп, мае. %
Рис. 6. Температуры равновесия метастабильных фаз у (ГЦК) 8 (ГПУ) и у (ГЦК) <-> а (ОЦК) в системе Fe-Mn [7]
Реализация под влиянием пластической деформации TRIP-эффекта (непосредственное превращение аустенита в а-мартенсит или двухэтапное мартенситное превращение y«e-M«a-M); TRIP/ TWIP-эффекта (двухэтапное мартенситное превращение у~г-М~а-М и двойникование аустенита) или TWIP-эффекта (двойникование стабильного аустенита без фазового превращения) зависит от содержания легирующих элементов в аустените (рис. 6).
При низкой энергии дефекта упаковки (менее 16 мДж/м2) [И] наблюдается преимущественное образование тонкого пластинчатого кристалла новой фазы - г-мартенсита (ГПУ). Беззародышевый сдвиговый переход кристаллической решетки от ГЦК к ГПУ происходит через случайные политипы дефектов упаковки (см. рис. 5, б).
В TRIP-сталях с аустенитной матрицей происходит двойное сдвиговое полиморфное превращение: сначала аустенит превращается в г-мартенсит (ГПУ), который при охлаждении частично трансформируется в а-мартенсит (ОЦК). В результате аккомодации скольжением происходит образование пакетного а-мартенсита (ОЦК) со сложной дислокационной субструктурой и в результате аккомодации двойникованием образуется а-мартенсит (ОЦК) полностью или частично (только в центральной части) с субструктурой полисинтетического двойника, а-мартенсит (ОЦК) возникает короткими линзами внутри г-кристаллов и останавливает их дальнейший рост. Микроструктура стали становится тоньше, дисперснее на каждом этапе превращения.
При увеличении энергии дефекта упаковки (16-25 мДж/м2) [11] фазовое превращение подавлено и образуются преимущественно двойники (ГЦК) (рис. 5, г, д). Границы двойников действуют подобно границам зерен, измельчают структуру стали и тормозят движение дислокаций и упрочняют сталь.
Специальные аустенитные стали (TRIP-TWIP-стали) для современных технологий термомеханической обработки начали разрабатывать около де-
сяти лет назад. Их микроструктура состоит в основном из аустенита: одно- или многофазная с большой объемной долей аустенита.
Системы легирования разных групп аустенит-ных сталей с высокой удельной прочностью различаются [9]. Наиболее перспективной группой являются стали системы Fe-Al-Mn-Si [4]. При легировании алюминием (6,0-8,5 мас.%) плотность сплава Fe-Al снижается с 7,8 до 7,0 г/см3. Сравнительно высокое содержание алюминия вплоть до 8,5 мас.% обеспечивает уменьшение массы более 10% при эффективном твердорастворном упрочнении (увеличиваются напряжение пластического течения и временное сопротивление разрыву).
Легирование марганцем Fe-Al стали приводит к изменению типа микроструктуры: ферритная сталь становится двухфазной феррито-аустенитной (4,929,85 мас.% Мп), а при более высоком содержании марганца (19,73-29,00 мас.% Мп; 5,10-7,85 мас.% Al) - стабильно аустенитной. С увеличением содержания марганца в аустените число дефектов упаковки возрастает и достигает максимума при 20 мас.% марганца. Дальнейшее увеличение содержания марганца до 29 мас.% приводит к снижению числа дефектов упаковки [3,4, 11].
Добавка кремния в высокомарганцевую сталь с алюминием дестабилизирует аустенит и уменьшает энергию дефекта упаковки аустенита. Высокомарганцевые TRIP-TWIP-стали содержат 1030 мас.%) марганца; содержание кремния и алюминия ограничено (не более 3 мас.%).
Углерод стабилизирует аустенит и упрочняет его, но подавляет образование г-мартенсита (ГПУ), повышая энергию дефекта упаковки. Содержание углерода в высокомарганцевых TRIP-TWIP-сталях ограничивают (см. таблицу). Эти стали не легируют хромом. Небольшие добавки бора, титана и циркония в высокомарганцевые стали, легированные алюминием, повышают жаропрочность. Легирование азотом эффективно упрочняет аустенит, повышает температуру начала мартенситного превращения и снижает объемную долю г-мартенсита.
По механизму упрочнения, происходящего внутри зерен аустенита при деформации, эти стали делятся на две группы: высокомарганцевые TRIP-стали (менее 15 мас.% Мп) и высокомарганцевые TWIP-стали (см. таблицу).
Химический состав высокомарганцевых
TWIP-TRIP-сталей [3]
Название Мп, мас.% Si, мас.% Al, мас.% С, ррш Fe
TRIP-сталь 15,8-17,9 3,2-3,3 2,9 200 OCT.
TWIP/TRIP-сталь 20,1 2,8 2,9 400 ОСТ.
TWIP-сталь 26,5-33,0 3,0 2,8-2,9 300 ОСТ.
Высокомарганцевые Т111Р-Т\¥1Р-стали с аусте-нитной матрицей демонстрируют оптимальную комбинацию прочности и пластичности, чрезвычайно высокую по сравнению со сталями, обладающими
лг:ттгГ:гг готшлтгте / 1QQ
-4 (53), 2009/ IUU
ферритной матрицей: низколегированными высокопрочными первого поколения (двухфазными, многофазными, традиционными TRIP-, мартенситостаре-ющими сталями) и сталями для глубокой вытяжки.
Литература
1. S с h а е f f 1 е г D. J. // Stampling Journal. 2004. N 11. P. 65-69.
2. D е А. К. // ASPPRC Colorado School of Mines. M. Library. 2003. N 4.
3. Grassel О., Frommeyer G. // Material Science and Technology. 1998. N 14. P. 1213-1216.
4. Frommeyer G., Brüx U., Neumann P. // ISIJ International. 2003. N 43. P. 438^46.
5. Frommeyer G., D r e w e s E. J., Engl B. //LaRevue de Metallurgie-CIT. 2000. N 10. P. 1245-1253.
6. A11 a i n S., Chateau J. P., Dahamoun D., В о u a z i z O. // Material Science and Engineering A. 2004. Vol. 387 389. P. 272-276.
7. Nishizawa T. //CALPHAD. 1977. Vol. l.N l.P. 12.
8. Sato К., I с h i n о s e M., H i г о t s u Y., Inane Y. // ISIJ Int. 1989. Vol. 29. P. 868-877,
9. S с h г о d e r T. // Technische Rundschau. 2005. Vol. 1/2. P. 48-52.
10. Meng L., Yang P., Xie Q., Ding H., Tang Z. //Scripta Materialia, 2007. N 56. P. 931-934.
11. I s h i d a K., Nishizawa T. // Transition of Japan Institute of Metal. 1974. N 15. P. 225-259.
