CC BY
25
Дано розвиток уявлень щодо юнетики та мехатзмам рекристалiзацii аустенту, розглянутих nid час обговорення термоюнетичних дiаграм рекристалгзацИ при гарячт прокатц сnецiальних сталей [1]. Виконаш розрахунки ефективно'1 енергИ активацИ динамiчноi рекристалiзацii та енергИ активацИ процесу комбiнованоi рекристалiзацii nid час niслядеформацiйноi витримки в умовах дослiдноi прокатки корозiйностiйкоi аустенiтноi сталi 10Х17Н13М2Т.
An evolution of ideas on the kinetics and mechanisms of recrystallization of austenite which were viewed during consideration of thermokinetic recrystallization diagrams in hot rolling of special steels [1] are given. The calculations of effective activation energy of dynamic recrystallization and activation energy of combination recrystallization process during post-deformation time in the experimental hot rolling conditions for stainless austenitic steel 10Cr17Ni13Mo2Ti had been carry out.
УДК 621.891:669.14
Д-р техн. наук М. Н. Брыков, д-р техн. наук В. Е. Ольшанецкий Национальный технический университет, г. Запорожье
МЕХАНИЗМ УПРОЧНЕНИЯ НЕСТАБИЛЬНОГО АУСТЕНИТА ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Рассмотрено упрочнение нестабильного аустенита при пластической деформации поверхности трения в процессе абразивного изнашивания. С помощью нескольких независимых способов, основанных на дислокационной теории, проведена оценка плотности дислокаций в упрочненном аустените. Предложен физический механизм формирования дискретных дислокационных скоплений в аустените, что обеспечивает плотность дислокаций порядка 1014 см-2.
Нестабильный остаточный аустенит склонен к значительному упрочнению в процессе изнашивания или резания [1]. Упрочнение сталей, достигаемое при таком воздействии, в ряде случаев оказывается более эффективным, чем упрочнение, связанное с использованием стандартных методов пластического деформирования или термообработки (закалка на мартенсит, старение и т.д.). Так, например, твердость поверхности трения в процессе абразивного изнашивания сталей с повышенным содержанием нестабильной аус-тенитной фазы возрастает в несколько раз без каких-либо следов локальных разрушений рабочей части изделий. Поэтому определение причин и особенностей такого поведения материалов указанного типа, помимо чисто теоретического интереса, имеет и большое прикладное значение, например при разработке новых сталей или специальных термообработок уже известных износостойких сталей.
В качестве модельного объекта исследований была выбрана сталь 20Х, которая после цементации при 1080 °С и последующей закалки от температуры цементационного нагрева содержит до 85 % остаточного аустенита. При абразивном изнашивании эта сталь упрочняется в поверхностном слое толщиной до 40 мкм. Изменения микротвердости и фазового состава стали по глубине упрочненной зоны, а также параметры тонкой структуры представлены на рис. 1 и 2.
Высокая твердость контактной зоны (см. рис. 1), существенно превышающая твердость мартенсита,
связана с ее наклепом в процессе изнашивания и, следовательно, высокой плотностью дислокаций и других дефектов решетки, наведенных актами пластической деформации в сохранившемся после термической обработки аустените. В пользу создания особой дефектной структуры аустенитной фазы свидетельствует заметное уменьшение (в слое толщиной порядка 10 мкм)
Рис. 1. Изменение микротвердости Нт в поверхностной зоне стали 20Х после абразивного изнашивания [1]
© М. Н. Брыков, В. Е. Ольшанецкий, 2009
ISSN 1607-6885 Нов1 матер1али i технологи в металурги та машинобудуванш №2, 2009
23
2 52
о к
о
X X О) §44
та Я 1 N
§ ¡=¡36 со
N
¡5
а ¡28
€ еч о £
V а
Г < ^ X X
Г N
ч Ш и) Л
го В(311) —о
16
32
48
64
360,6
§
360,4 Й
360,2 У
360,0 £
359.8 Р
а
359,6
Расстояние от поверхности, мкм
Рис. 2. Изменение параметров тонкой структуры в поверхностном слое стали 20Х в процессе абразивного изнашивания [1]
параметра решетки аустенита и экстремальный характер изменения ширины линии 211 мартенсита (см. рис. 2). И уменьшение параметра решетки аустенита, и снижение степени тетрагональности мартенсита вероятнее всего вызваны уходом атомов углерода по механизму «восходящей диффузии» в различные стоки деформационной зоны, прежде всего, к дислокациям. Высокая твердость поверхностного слоя достигается без повреждения контактной зоны, поэтому дислокации в данной зоне распределены равномерно. Представляет интерес оценить плотность дислокаций и вероятную длину их «свободного» пробега на конечной стадии деформационного процесса, а также определить причины отсутствия сильно локализованных дислокационных скоплений, которые обычно служат очагами разрушения даже при относительно невысоких средних плотностях дислокаций в материалах.
Такую оценку можно произвести, если воспользоваться аналитическим выражением, приведенным в работе [2]
Р =
2псНВ(1 - V) ОЬ(1 - V)
2
(1)
где О - модуль сдвига;
Ь - вектор Бюргерса;
V - коэффициент Пуассона.
При с = 0,4; НВ = 9,6 ГПа; О = 88 МПа; Ь = 2,5-10-8 см и V = 0,3 получаем р = 2,2-1013 см-2, что на порядок выше известной плотности дислокаций в сильно деформированных металлах и мартенсите [3].
Это значение можно рассматривать в качестве нижней оценки плотности дислокаций в аустените после турбулентного наклепа, т. к. в ряде случаев фиксировали и существенно более высокие значения твердо-
сти деформационной зоны. Кроме того, выражение (1) является приближенным.
Для оценки плотности дислокаций в гомогенной среде при условии их равномерного распределения воспользуемся моделью Тейлора [4], согласно которой максимальное сопротивление пластической деформации (т ) определяется напряжением, которое нужно преодолеть, чтобы обеспечить встречное прохождение параллельных краевых дислокаций через позиции их максимального взаимодействия. В этом случае
0,НЬ
ь '
(2)
где ь - среднее расстояние между атомными плоскостями системы скольжения.
Отметим также, что другой подход [5] к оценке максимального сопротивления пластической деформации, основанный на торможении движущихся дислокаций дислокационным «лесом» пересекающей системы скольжения, приводит практически к такому же выражению.
Учитывая, что ттах и 0,3ИБ, а Ь = (д/р)-1, получаем следующую формулу для оценки плотности дислокаций:
р=< НВ I
(3)
Расчет по этой формуле при прежних значениях указанных в ней величин дает для плотности дислокаций оценку 1014 см-2, которая на два порядка превышает среднюю плотность дислокаций, получаемую при стандартных видах деформационной обработки, например при деформации прокаткой со степенями об-
X
тах
жатия 60-80 %. Таким образом, полученное значение плотности дислокаций 1014 см-2 должно рассматриваться в качестве ее верхней оценки.
С учетом того, что сдвиговая деформация (у) и среднее расстояние между дислокациями (1) связаны соотношением
У = рь1 ,
(4)
максимальная длина «свободного» пробега дислокаций в упрочненном аустените составляет на основании (4) величину 4*10-7 см (при этом полагали, что у = 1), а это значительно меньше, чем экспериментально определяемый средний размер блоков мозаики или субзерен деформации.
Высокая твердость деформированного аустенита и отсутствие следов разрушения контактной поверхности исследуемого материала подтверждают правильность сделанных оценок. Но тогда возникает вопрос: насколько согласуется столь высокая расчетная плотность дислокаций, если судить по ее верхней оценке, с предельными значениями плотности в рамках принятых теоретических представлений. С другой стороны, представляет интерес определить, каким же образом реализуется столь специфический характер распределения дислокаций в деформированном аустените, если полученная верхняя оценка является правильной.
Максимальное число краевых дислокаций (п), способных скопиться у препятствия на некоторой длине 1 *, согласно Коттреллу [6], определяется выражением
*
~ОЬ '
(5)
Если в материале уже создана пространственная
дислокационная структура, отвечающая т = тт
, а Г
равна максимальной длине «свободного» пробега для новых дислокаций в промежутках между дислокационными «стенками», то соотношение (5) может быть приведено к удобному для анализа виду. Полагая, что плотность «наведенных» новых дислокаций (р*) соответствует пространственной плотности стеночных дислокаций (р), и, комбинируя выражения (2), (4) и (5), получим:
0,2у т
ь
(6)
откуда можно найти р*, т. е. такую плотность краевых дислокаций, которая может быть достигнута у препятствий, т.к. используемое при выводе (3) выражение
L = (д/р)-1 определяет расстояние пробега свободных
дислокаций между препятствиями.
Из выражения (6) можно установить максимально возможную плотность накопленных (заторможенных) у препятствий дислокаций, приняв п = 1, поскольку в этом случае число дислокаций в плоскости скольже-
ния должно быть предельно малым. Полагая, как и раньше, что у тах = 1, а Ь = 2,5-10-8 см, получаем прежнее значение предельной плотности дислокаций, а именно 1014 см-2. С другой стороны, если оценивать предельную плотность дислокаций по зависимости
Р=-
3
2
d
где d ~ 6Ь - наименьшее расстояние между дислокациями с учетом ширины дислокационного ядра, снова получаем для предельной плотности дислокаций тот же порядок величины 1014 см-2.
Следовательно, в нашем случае плотность дислокаций упрочненного аустенита близка к предельно возможной и способна реализоваться только при образовании плоских дислокационных скоплений у препятствий.
Даже при достижении состояния предразрушения кристаллической решетки предельная плотность дислокаций достигается только вблизи препятствия и уменьшается по мере увеличения расстояния от него. Поэтому средняя по объему плотность дислокаций будет существенно ниже предельной. Именно средняя по объему плотность дислокаций определяет величину микротвердости металла.
Анализ микротвердости и фазового состава поверхности трения аустенитных сплавов, а также оценка плотности дислокаций в упрочненном аустените свидетельствует о специфической структуре упрочненного слоя. Как показано выше, микротвердость упрочненного аустенита более 1250 НУ свидетельствует о средней плотности дислокаций, близкой к предельно возможной. Это достижимо лишь в том случае, когда с помощью некоторого механизма фиксируются малые объемы предельно упрочненного аустенита, находящиеся на небольшом расстоянии от препятствия. Совокупность большого количества таких объемов образуется в пластически деформированном слое поверхности трения, что и объясняет необычно высокие микротвердость поверхности и износостойкость аус-тенитных сплавов.
Можно предложить следующую гипотетическую модель механизма, обеспечивающего именно такой характер распределения дислокаций в объеме деформационной зоны.
На начальной стадии деформации в аустените активизируются различные дислокационные источники, и дислокации, расположенные в плоскостях благоприятно ориентированной системы скольжения, приходят в движение, постепенно накапливаясь у различных препятствий (границ и субграниц зерен и т.д.). Однако разрушение не наблюдается, т. к. раньше, чем это может произойти, происходит у-а превращение, и образуется мартенсит деформации. Мартенситные кристаллы, растущие вдоль плоскостей пересекающей системы скольжения на некотором удалении от голов-
п =
п
ISSN 1607-6885 Новi матерiали i технологи в металурги та машинобудувант №2, 2009
25
ных групп скопившихся дислокаций, предотвращают присоединение новых дислокаций к последним и таким образом не позволяют создавать у препятствий критические ситуации, способные приводить к появлению и развитию микротрещин.
Описанный процесс периодически повторяется, т.к. дислокации, еще сохранившие возможность перемещаться, снова начинают накапливаться, но уже у возникших мартенситных пластин, пока новые мартен-ситные кристаллы не «запечатают» очередные порции докритических линейных скоплений дислокаций в некоторых замкнутых промежутках, позволяя оставшимся более редко расположенным дислокациям постепенно формировать очередные плотные линейные скопления. В результате образуется характерная мелкая «сотовая структура» с докритическими скоплениями дислокаций высокой плотности в каждом «соте» (рис. 3).
Рис. 3. Схема расположения дислокаций у препятствия при пластической деформации стабильных сплавов (а) и нестабильного аустенита (б)
Предлагаемый механизм периодического накопления дислокаций, предотвращающий опасную локализацию напряжений у препятствий по существу аналогичен механизму, наблюдавшемуся при дробной деформации дуралюмина, при которой отдельные операции деформации периодически сменялись актами дисперсионного старения [7]. При этом равномерное распределение дислокаций в плоскостях скольжения обеспечивается выделением частиц второй фазы, которые, создавая внутренние барьеры, не позволяют напряжениям возрастать до критического уровня.
В заключение отметим, что максимальный практический эффект, получаемый в результате упрочнения аустенито-мартенситных зон при абразивном изнашивании, наблюдается в тех случаях, когда температура начала мартенситного превращения составляет 20-30 оС. При более высокой температуре начала мартенситного превращения степень упрочнения поверхности трения снижается из-за уменьшения количества остаточного аустенита в структуре. Если же температура начала мартенситного превращения ниже указанного уровня, то аустенит стабилизируется, и мартен-ситные кристаллы, более редко расположенные в деформированном объеме, не в состоянии обеспечить равномерное распределение дислокаций, наведенных деформацией.
Выводы
Предложен механизм упрочнения нестабильного аустенита в процессе пластической деформации. Показано, что включения мартенсита, образующиеся в процессе фазовых превращений, блокируют микрообъемы аустенита с плотностью дислокаций, достигающей 1014 см-2. Это объясняет достаточно высокую микротвердость упрочненного аустенита, превышающую по некоторым данным 1250 HV.
Перечень ссылок
1. Попов В.С. Износостойкость прессформ огнеупорного производства / Попов В. С., Брыков Н. Н., Дмитри-ченко Н. С. - M. : Металлургия, 1971. - 160 с.
2. Герцриккен С. Д. Об определении плотности дислокаций в деформированных металлах из измерений их микротвердости / С. Д. Герцриккен, Н. Н. Новиков // Украинский физический журнал. - 1959. - Т. 4, № 2. -С. 247-253.
3. Чалмерс Б. Физическое металловедение : [пер. с англ.] / Чалмерс Б. - М. : Металлугриздат, 1963. - 455 с.
4. Taylor G.I. Proc. Roy. Soc. - 1934. - A.145.- P. 388.
5. Lomer W.M. Phil. Mag. - 1952. - N4. - P. 1327.
6. Cottrell A. H. Dislocations and plastic flow in crystals / Cottrell A. H. - Oxford : At the Clarendon Press, 1953. -267 p.
7. Иванова В. С. Повышение циклической прочности сплава Д16Т при ступенчатой пластической деформации / В. С. Иванова, Г. А. Дерягин, В. Ф. Терентьев // Прочность металлов при циклических нагрузках. - М. : Металлургия, 1967. - С. 215-221.
Одержано 30.06.2009
Розглянуто змщнення нестабшьного аустенгту при пластичному деформуваннi поверхнi тертяу процесi абразивного зношування. За допомогою декшькох незалежних пiдходiв з використанням дислокацШно1 теорИ отримано оцiнку густини дислокацшу змщненому аустенiтi. Запропоновано фгзичний механизм формування дискретних дислокацшних накопичень в аустенiтi, що забезпечуе густину дислокацш нарiвнi 1014 см-2.
Hardening of instable austenite in course offriction surface plastic deformation during abrasive wear has been considered. Several independent methods of dislocations theory has been used to estimate the density of dislocations in hardened austenite. The physical mechanism responsible for formation of discrete agglomeration of dislocations in austenite enabling dislocation density in the order of 1014 cm2 is proposed.
