CC BY
13
УДК.621.763:539.4.415.
МЕХАН1ЗМ СТРУКТУРНО! РЕЛАКСАЦП НАПРУЖЕНЬ У МЕТАСТАБШЬНШ НЕРЖАВ1ЮЧ1Й СТАЛ1
С.1. Лябук, доц., к.т.н., Харкчвський нацюнальний автомобшьно-дорожнш ун1верситет
Анотаця. Згiдно з принципом Ле Шателье одним i3 MexaHi3Mie структурно! релаксацп на-пружень у метастабтьних сплавах е фазовий наклеп. У нержавтчих аустентних сталях це фазове перетворення е причиною подрiбнення зерна аустенту i, як на^док, значного тдви-щення мiцностi. Визначено причини високо! термiчно! стабiльностi оберненого аустенту.
Ключов1 слова: фазовий наклеп, деформацтне мартенситне перетворення, обернене аустет-тне перетворення при нагрiвi, границя текучостi, границя мiцностi.
МЕХАНИЗМ СТРУКТУРНОЙ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ В МЕТАСТАБИЛЬНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
С.И. Лябук, доц., к.т.н., Харьковский национальный автомобильно-дорожный университет
Аннотация. Согласно принципа Ле Шателье одним из механизмов структурной релаксации напряжений в метастабильных сплавах является фазовый наклеп. В нержавеющих аустенит-ных сталях это фазовое превращение является причиной измельчения зерна аустенита и, как следствие, значительного повышения прочности. Определены причины высокой термической стабильности обратного аустенита.
Ключевые слова: фазовый наклеп, деформационное мартенситное превращение, обратное аустенитное превращение при нагреве, предел текучести, предел прочности.
STRUCTURAL STRESS RELAXATION IN STAINLESS INSTABILITY STEEL
S. Lyabuk, Assoc. Prof., Ph. D. (Eng.), Khartov National Automobile and Highway University
Abstract. The approach to the description of conditions of martensitic transformation in austenitic steel is advanced. Transformation induced hardening is the result of Le Chatelier principle in instability alloys. The phase transformation in austenitic instability stainless steel is the cause of reduction of grain refining and increase of strength. It was experimentally shown that physical-mechanical characteristics of the prepared materials were defined by the structure and inhomogeneous distribution of the hardening phase within a grain. The reasons for high thermal stability of inverse austenitic were established. The factors determining the inverse austenitic relaxation resistibility and resources for its increasing were revealed.
Key words: instability of stainless steel, Le Chatelier principle, transformation induced hardening, strain ageing, inverse austenitic transformation, yield strength, tensile strength, relaxation resistibil-ity, high thermal stability, increase of strength, physical-mechanical characteristics, inhomogeneous distribution of the phase, martensitic transformation.
Вступ
Добре вщомо, що розробка нових craaBiB потребуе досить великих мaтерiaльних затрат
- створення нових композицш, !х сертифша-ци i впровадження. Останшм часом актуальности набула проблема тдвищення характеристик мщносп термiчно незмщнюваних
сталей. Основними мехашзмами змщнення цього класу сталей е: зерномежеве (внаслщок зменшення розмiрiв зерен) та субструктурне змiцнення (за рахунок формування субстру-ктури) [1, 3]. Досить актуальним також е пи-тання дослщження процесу самооргашзацп дефектiв у результат фазових та структур-них перетворень при навантаженш (принцип Ле Шателье). Це питання потребуе бiльш ре-тельного вивчення, оскшьки характер пластично! течи (стабшьний або переривчастий), стутнь скорегованостi стрибкоподiбних ма-ксимумiв напруження, !х амплiтуда i частота суттево впливають на зусилля деформування при обробщ тиском багатьох матерiалiв.
У той же час вщомо, що найбiльш якiсний перерозподiл дефекпв в енергетично найви-гiднiшi позици вiдбуваеться при релаксацп внутрiшнiх напружень. Таким чином, можна видшити i третiй механiзм змiцнення термь чно незмщнюваних сплавiв без змiни !х хiмi-чного складу: забезпечення дифузшно! й мшрозсувно! релаксацп внутрiшнiх напружень без ютотно! змiни загально! густини дислокацiй в матерiалi - дифузшно-дисло-кацiйний механiзм змiцнення, або структурна релаксащя напружень.
Аналiз публжацш
Унаслiдок релаксацп напружень пружна де-формацiя зразка та силових елеменив меха-нiчного пристрою перетворюеться на плас-тичну деформацiю. Пластична деформащя при релаксацп напружень складаеться з двох компонент [1, 2]
Вил Взс + встр?
де взс - зсувна компонента деформацп, пов'язана з ковзанням дислокацш по площи-нах зсуву; встр - структурна компонента, пов'язана з фазовими перетвореннями тд час реласацп напружень. При цьому вшьна енергiя змiнюеться згщно зi спiввiдношен-ням [1-3]
AF = AF0б + AFил + AFиов,
де AFоб - об'емна компонента, яка зал ежить вщ концентрацп твердого розчину до та тс-ля релаксацп напружень с0 , с, та мольно! кь лькостi сполуки V
AFоб = vRTin(Ci / Со).
Ця компонента вiдповiдае за дифузшш пере-творення, пов'язанi зi змшою хiмiчного складу матрицi
AFил = aGb2(pI - ро),
AFил - компонента, пов'язана iз пластичною деформащею, яка залежить вiд щiльностi дислокацш до та тсля релаксацп напружень р1 та р0; G - модуль сзуву; Ь - вектор Бюргерса.
Ця компонента вiдповiдае за процеси, пов'язаш зi змiною енергп деформацп при релаксацп напруження (рекристатзащя пiд дiею навантаження та подальшою релаксащ-ею напружень, повернення при релаксацп напружень).
AFпов = Ц3///2п) у,
АРпов - компонента, пов'язана зi змiною енергп поверхш; у - вiльна енергiя поверхш ро-здiлу;/- об'емна доля часток друго! фази; г -радiус часток.
На цю компоненту справляе вплив питома енерпя поверхш роздшу, яка пов'язана з ростом зерна, коагулящею часток друго! фази тд дiею навантаження i подальшо! релакса-цi! напруження.
Щц час протiкання структурно! релаксацi! може домшувати або структурна, або зсувна компонента. Все залежить вщ ди окремого механiзму структурно! релаксацi! напружень.
Мета i постановка завдання
Метою дослщження було вивчення мехашзму структурно! релаксацп напружень у метаста-бшьнш аустенiтнiй сталi 12Х18Н9. У нержа-вiючих сталях iз метастабiльним аустештом пiд дiею навантаження можливе утворення мартенситу деформацi! (фазовий наклеп ФН), i при подальшому нагрiвi - утворення оберне-ного аустенiту, особливютю якого е значне подрiбнення зерна ^ як результат, рiзке зрос-тання мiцностi. Для забезпечення протшання фазового наклепу й отримання оберненого аустенiту було розроблено схему експеримен-ту для сталi 12Х18Н9.
Матерiал i методика дослiдження
Об'ектом дослщження були зразки аустешт-но! стат 12Х18Н9 у виглядi фольг товщиною ~ 80 мкм.
Схема експерименту полягала у такому: зра-зки були шддат гартуванню за мшусово!' температури (~ 250 К). Температура на^ву складала 1320 К. Пюля гартування сталь мала структуру аустенпу iз середшм розмiром зерна 20 мкм. Зразки прокатували при 270 К на рiзнi ступен деформацп. Пiсля деформацп зразки нагрiвали до температури 1320 К з наступним охолодженням у водь
Структурш дослщження проводили методами оптично1 металографп й рентгенострук-турного аналiзу. Механiчнi випробування проводили на установщ Tiratest-2300 у ре-жимi активного розтягнення з подальшою релаксащею напружень в iнтервалi температур 290-570 К.
Результати дослщження та Тх аналп
У результат запровадження розроблено1 методики фазового наклепу й отримання обер-неного аустенпу сталь 12Х18Н9 мала серед-нiй розмiр аустенiтних зерен ~ 0,5-1 мкм. На першiй стади дослiдження проводили де-формування зразюв прокаткою за температури ~ 270 К. Унаслiдок чого був отриманий мартенсит деформацп.
На рис. 1, 2 наведено структуру мартенситу деформацш й оберненого аустенпу. Оберне-ний аустешт було отримано шляхом на^ву вище Ас3 з наступним охолодженням.
10 мкм
Рис. 1. Структура мартенситу деформацп сталi 12Х18Н9
У зразках, якi було прокатано на ступшь деформацп 30 %, мартенситне перетворення тiльки почалося, а тому пiсля фазового наклепу (ФН) з подальшою обробкою у струк-турi спостерiгалися велик аустенiтнi зерна, якi були у початковому стан (до ФН). У цих зернах знаходились двшники i невелика кь лькiсть кристалiв оберненого аустенпу.
10 мкм
Рис. 2. Структура оберненого аустенпу сталi 12Х18Н9
Для визначення термiчноl стабшьнос^ сталi з оберненим аустенпом проводився вiдпал -найбшьший прирiст мiцностi вщбуваеться при нагрiвi в iнтервалi 820-920 К. На рис. 3 подано структурну залежнють границ теку-чостi вiд температури вщпалу протягом 2 годин.
У порiвняннi з крупнозернистим станом, внаслщок оберненого а —> у перетворення (обернений аустенп), границя текучостi зро-стае до 1200 МПа. У процесi вiдпалу вщбу-ваеться видшення з твердого розчину кар-бщно!' фази Сг23С6, Сг7С3, яка розташовуеться по границях кристалiв, а також виступае у ролi додаткового чинника в якост перешкод для руху дислокацiй. Таким чином, видшен-ня друго1 фази також робить додатковий вне-сок у змiцнення.
Для дослщження характеристик мщнос^ й релаксацшно1 стiйкостi вимiрювання проводили за температур випробування 290-570 К. Визначали таю характеристики: релаксацш-ну стшкють, яку ощнювали за вiдносною глибиною релаксацп напружень (Да/а0 , Да -глибина релаксацп, а0 - початкове напружен-ня, яке дорiвнюе границi текучостi), величину змщнення при релаксацп напружень. Релаксацiйна стшкють (РС) - величина, зво-ротна до величини Да/а0; таким чином, чим бшьшою е величина Да/а0, тим меншою РС.
Величина змщнення при релаксацп визнача-лась як прирют границi текучостi при релаксацЙ напружень. За збшьшення температури випробування вщ 290 К до 570 К характеристики мщнос^ зменшуються як у субмь крокристалiчному станi, так i у крупнозерен-ному. Але за температури випробування 570 К межа текучос^ сталi iз субмiкрокрис-
талiчною структурою майже в 4 рази пере-вищуе межу текучосп сталi у крупнозернистому стат.
а а,.г. МПа
1400
1200
1000
800
600
400
200
%
* ч
1 1
%
%
о Щц;
500
1000
1500 Т,К
Рис. 3. Термiчна стабiльнiсть сталi з СМК (•) структурою
Щодо релаксацшно! стiйкостi, то сталь iз субмiкрокристалiчною структурою мае вищу РС, шж крупнозеренна, як за низько! темпе-ратури (290 К), так i за 570 К. Однак за тд-вищених температур (570 К) випробування ця рiзниця виявляеться ще бiльшою (рис. 4).
Рис. 4. Вплив температури випробування на вщносну глибину релаксащ! (Да/о0, %); СМК -( •)
Цей факт можна пояснити тим, що у стат з крупнозеренною структурою за тдвищених температур протiкають процеси фазових пе-ретворень, видiлення з розчину та мпрацш
атомiв друго! фази, тобто структурна релак-сацiя.
У мшрозеренному станi цi явища теж мають мiсце, але менш iнтенсивно виражеш (частка карбiдiв вже видiлилась при обробщ пiсля фазового наклепу).
Цi данi тдтверджуються характером залеж-ностi величини змщнення при релаксащ! на-пружень вщ температури випробування (рис. 5).
Со, 250 МПа
200 150 100 50 0 -50
1 /
У <
•г
> 21 10 4 Й 6 10 8
)0
т,к
Рис. 5. Залежшсть величини змiцнення при релаксащ! напружень вiд температури випробування
Сталь iз субмiкрокристалiчною структурою (СМК) на всьому iнтервалi випробування мае значно вищi значення змiцнення при релаксащ! напружень, нiж крупнозеренна, особливо зростае змщнення за високих температур (рис. 4, 5).
Таким чином, сталь, завдяки запропонованш у робой обробщ - протшанню фазового пе-ретворення (обернений аустешт), мае значно бшьш високi характеристики мщносп й релаксацшно! стшкосп як за низьких, так i за пiдвищених температур випробування, шж до фазового наклепу.
Сталь iз СМК (субмiкрокристалiчною) структурою, на вщмшу вiд крупнозернисто!, мае значний прирют змiцнення i термiчно! стабь льностi. Високi значення межi текучостi збе-рiгаються навггь пiсля вiдпалу 1070 К (рис. 3). За тдвищених температур випробування 290-570 К бшьш мщною е також сталь iз СМК структурою. Це може пояснюватися тим, що частки карбщв, утвореш при розпа-
д1 мартенситу, перешкоджають мшрозерен-ному ковзанню.
Проводився термоактивацшний анал1з зня-тих кривих релаксащ! напружень. Крив1 релаксащ! диференщювалися (визначалася швидюсть релаксащ! напружень через р1зн1 пром1жки часу), будувалися графши залеж-носп залишкових (внутршшх) напружень у зразках вщ лшшного логарифму швидкосп релаксащ! (рис. 6).
0 -1 -2 -3
? -4
Ï -5 -6 -7 -8 -9
150 200
at, МПа
а
100 105 110 115 120
at, МПа
б
Рис. 6. Залежшсть внутршшх напружень ot вщ швидкосп релаксащ! напружень: а -290 К; б - 570 К
Як бачимо ¡з графЫв залежносн ln(-û) - ot, залежно вщ температури випробування маемо р1зний кут нахилу. Найбшьший кут нахи-лу спостер^аемо на графку ln(-û) - ot за температури випробування 290 К (рис. 6, а). За температури 570 К вщбуваеться розпад розчину аустешту тд час релаксацшного випробування i р1зке падшня релаксацшно! стшкосп (рис. 4). Тобто починаеться штен-сифiкацiя релаксацiйних процесiв, внаслiдок фазових перетворень. За кутом нахилу ощ-нюють величину активацiйного об'ему (тер-
моактивацiйний параметр пластично! дефор-мацп, який характеризуе вiльний npo6ir дис-локацi!) [4].
Висновки
Протiкання фазового наклепу у стат 12Х18Н9 складаеться з таких етатв: отри-мання мартенситу деформацп, який при на-грiвi перетворюеться на обернений аустешт.
Мщшсть, термiчна стабiльнiсть та релакса-цiйна стiйкiсть сталi i3 СМК структурою оберненого аустешту е значно вищими, шж у сталi 3i структурою аустенiту, яку сталь мала до фазового наклепу.
За допомогою термоактивацiйного аналiзу було пщтверджено протiкання структурно! релаксацi! тд час випробувань.
Лiтература
1. Грачев С.В. О структурном механизме ре-
лаксации напряжений в метастабильных сплавах / С.В. Грачев // МиТОМ. - 2005.
- Вып. 7. - С. 38-44.
2. Салищев Г.А. Структура и механические
свойства нержавеющих сталей, подвергнутых интенсивной пластической деформации / Г.А. Салищев, А.А. Закирова // МиТОМ. - 2006. - Вып. 2. - С. 27-32.
3. Il'insky A.I. Structure and strength character-
istics of dispersion-hardened composite foils based on iron and nickel / A.I. Il'insky, A.E. Barmin, S.I. Lyabuk // Functional Materials. - 2013. -Vol. 4. 20. - P. 477-484.
4. Ильинский А.И. Исследование релаксаци-
онной стойкости конденсированных в вакууме композитов на основе никеля, дисперсно-упрочненных оксидами / А.И. Ильинский, С.И. Лябук // Деформация и разрушение материалов. - 2011.
- Вып. 12. - С. 3-5.
5. Ильинский А.И. О кинетике релаксации
напряжений в вакуумных конденсатах дисперсно-упрочненных композитов / А.И. Ильинский, С.И. Лябук // ВосточноЕвропейский журнал передовых технологий. - 2008. - Вып. 6 (36). - С. 59-62.
References
1. Hrachev S.V. O strukturnom mekhanyzme relaksatsyy napryazhenyy v metasta-byl'nykh splavakh [About Structural Mech-
0
250
0
-1
-2
-3
-4
-5
-6
anism of Stress Relaxation in Metastable Alloys]. MyTOM [Metallurgy and heat treatment of metals]. 2005. vol. 7. pp.38-44.
2. Salyshchev H.A., Zakyrova A.A. Struktura y
mekhanycheskye svoystva nerzhaveyush-chykh staley, podverhnutykh yntensyvnoy plastycheskoy deformatsyy [Structure and mechanical properties of stainless steels subjected to intensive plastic deformation]. MyTOM [Metallurgy and heat treatment of metals]. 2006. vol. 2. pp. 27-32.
3. Il'insky A.I., Barmin A.E., Lyabuk S.I. Struc-
ture and strength characteristics of dispersion-hardened composite foils based on iron and nickel. Functional Materials. 2013. vol. 4. 20. hh. 477-484.
4. Yl'ynskyy A.Y., Lyabuk S.Y. Issledovanye
relaksatsyonnoy stoykosty kondensyro-vannbikh v vakuume kompozytov na osnove nykelya, dyspersno-uprochnennykh oksy-damy [Investigation of the relaxation stabil-
ity of vacuum-condensed composites based on nickel dispersed-hardened by oxides] Deformatsyya y razrushenye materyalov. [Deformation and destruction of materials]. 2011. vol. 12. pp. 3-5.
5. Yl'ynskyy A.Y., Lyabuk S.Y. O kynetyke relaksatsyy napryazhenyy v vakuumnykh kondensatakh dyspesnouprochnennykh kompozytov [About kinetics of stress relaxation in vacuum condensates of disperse-hardened composites]. Vostochno-Evro-peyskyy zhurnal peredovykh tekhnolohyy [East European Journal of Advanced Technology]. 2008. vol. 6. (36). pp. 59-62.
Рецензент: B.I. Мощенок, професор, к.т.н., ХНАДУ.
