CC BY
82
УДК 669.018.25
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1246-1249
МЕХАНИЗМЫ УПРОЧНЕНИЯ 12 %-НЫХ ХРОМИСТЫХ ФЕРРИТНО-МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ РЕЖИМА ИХ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
© Н.А. Полехина1'2'3*, И.Ю. Литовченко1'2'6*' Д.А. Кравченко2'5*, А.Н. Тюменцев1'2^*' В.М. Чернов3'г*' М.В. Леонтьева-Смирнова3'0
1) Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация 2) Национальный исследовательский Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация 3) ОАО Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. академика А.А. Бочвара, г. Москва, Российская Федерация а) nadejda89tsk@yandex.ru, 61 litovchenko@spti.tsu.ru, в) tyuments@phys.tsu.ru, г) vmchernov@bochvar.ru
Исследованы особенности микроструктуры 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей ЭК-181 (16Х12В2ФТаР) и ЧС-139 (20Х12НМВБФАР) после термических обработок, обеспечивающих различный уровень их прочностных и пластических свойств. Проведен теоретический анализ основных механизмов упрочнения этих сталей в зависимости от режимов их термической обработки. Показано, что дисперсное упрочнение наноразмерными частицами карбонитрида типа МХ является одним из наиболее эффективных способов повышения прочности исследуемых ферритно-мартенситных сталей.
Ключевые слова: ферритно-мартенситные стали; микроструктура; механические свойства; механизмы упрочнения.
Для выявления наиболее важных факторов, ответственных за механические свойства сталей, а также возможностей целенаправленного управления этими свойствами в данной работе проведены сравнительные исследования структурно-фазовых состояний перспективных реакторных 12 %о-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей ЭК-181 (16Х12В2ФТаР) и ЧС-139 (20Х12НМВБФАР) после режимов термообработки, обеспечивающих разный уровень их прочностных и пластических свойств:
- традиционная термообработка (ТТО): закалка на воздух от Т = 1100 °С (1 ч) + отпуск при Т = 720 °С (3 ч);
- комбинированная термообработка (КТО): закалка на воздух от Т = 1100 °С (1 ч) + термоциклирование около критической точки Ас1 + отпуск при Т = 720 °С (1 ч).
Исследование механических свойств сталей ЭК-181 и ЧС-139 показало (табл. 1), что после ТТО формируются более высокие, по сравнению с КТО, значения кратковременной прочности как при комнатной (на 170-300 МПа), так и при повышенной (на 80-170 МПа) температуре испытаний. При этом наблюдается значительное (= 2-кратное) снижение пластичности. Сравнение с результатами структурных исследований свидетельствует о том, что более высокие значения прочности сталей после ТТО могут быть связаны [1]:
- с дисперсным упрочнением наноразмерными частицами карбонитрида ванадия V(C, N размерами менее 10 нм (после КТО их объемная доля невелика);
- с повышением эффективности субструктурного упрочнения, во-первых, за счет снижения объемной доли ферритной составляющей, во-вторых, уменьшения ширины мартенситных ламелей, в-третьих, за счет изменения их внутренней структуры - повышения
плотности дислокаций и формирования субструктуры с непрерывными разориентировками, которая является источником локальных внутренних напряжений, сравнимых с пределом текучести сталей.
Для выяснения роли указанных выше факторов в формировании механических свойств сталей в работе проведен теоретический анализ различных механизмов их упрочнения.
Упрочнение за счет сил трения решетки (Пайерлса-Набарро) оценивали по формуле:
а0 = 2 G х 10"
(1)
Для стали ЭК-181 модуль сдвига при комнатной температуре О = 86,5 ГПа [2-3]. При этом напряжение Пайерлса-Набарро составляет всего а0 = 17 МПа.
Таблица 1
Механические свойства сталей ЭК-181 и ЧС-139 после ТТО и КТО
Режим обработки Температура испытаний
Т = 20 °С Т = 650 °С
ст0,ь МПа 5, % Стол, МПа 5, %
ЭК-181
ТТО 700-830 8-13 310-390 10-14
КТО 530 30 220 28
ЧС-139
ТТО 750-790 7-11 300-370 10-17
КТО 540 26 240 31
Согласно [2-3], при упрочнении а-железа элементами внедрения и замещения можно использовать линейную зависимость величины упрочнения твердого раствора от концентрации этих элементов (С®, масс. %):
(2)
где ^ - коэффициент упрочнения г'-тым легирующим элементом, МПа.
Для оценки величины твердорастворного упрочнения рассматриваемых сталей будем считать, что после ТТО и КТО практически все карбидообразующие элементы (V, Мп, W, Т^ Та и др.) и углерод связаны в частицы карбидных (карбонитридных) фаз. Поэтому примем во внимание только упрочнение за счет хрома.
Согласно результатам просвечивающей электронной микроскопии, объемная доля карбидов М23С6 (М -преимущественно Сг) в стали ЭК-181 после традиционной термической обработки не превышает = 2 %. Считая, что весь хром находится в твердом растворе, и учитывая, что кСг = 31 МПа [2-3], вклад в упрочнение составляет ДатрСг = 350 МПа.
Зависимость напряжения пластического течения от плотности дислокаций имеет вид [2-3]:
Дад = атСЬр1/2,
(3)
где а = (0,1-0,3) - коэффициент, зависящий от характера распределения дислокаций; т = 2,75 - ориентацион-ный множитель; О - модуль сдвига; Ь ~ 0,25 нм - модуль вектора Бюргерса дислокаций; р - их плотность.
Электронно-микроскопические исследования показали, что плотность дислокаций в стали ЭК-181 после традиционной термической обработки изменяется в широких пределах (р ~ 1010-Юп см-2), чему соответствует упрочнение Дад = 110-340 МПа.
Для расчета упрочнения высокоугловыми границами зерен размером 4з воспользуемся уравнением Хол-ла-Петча [2-3]:
До. = k,d,.
(4)
При образовании субструктуры с преимущественно малоугловыми разориентировками прирост предела текучести обратно пропорционален размеру субструктурного элемента 4с [2-3]:
До„ = кЛс 1.
(5)
Экспериментальные значения коэффициентов субструктурного упрочнения для низкоуглеродистых сталей составляют кз ~ 0,63 МПа-м1/2, кс ~ 1,5^10-4 МШм [2-3].
Микроструктура стали после ТТО состоит из кристаллов пакетного мартенсита (= 80 %) и зерен феррита (= 20 %) [1]. Примем, что все зерна феррита имеют высокоугловые границы. Внутри мартенситных областей есть как высокоугловые, так и малоугловые границы.
При размере зерен феррита dзф ~ 3 мкм, прирост предела текучести, рассчитанный по формуле (4), составляет Дасф = 360 МПа. При размере зерен феррита 4ф = 1 мкм - Дасф = 630 МПа.
Для расчета вклада в упрочнение за счет малоугловых границ реек мартенсита (Дасм), используя уравне-
ние (5), получим, что наиболее часто встречающейся после ТТО ширине реек (4™ = 300 нм) соответствует прирост упрочнения Дасмм. = 500 МПа. После КТО при средней ширине реек 4смм. = 500 нм величина упрочне-
ния снижается до Дас'
; 300 МПа.
Для оценки упрочнения за счет высокоугловых границ реек мартенсита (Дасвм) также воспользуемся выражением (4). При соотношении высокоугловых границ к малоугловым = 1/3 можно считать, что каждая третья граница реек является высокоугловой. За средний размер такого элемента субструктуры, ограниченного высокоугловыми границами, примем три средние ширины реек мартенсита: ^зм = 900 нм после ТТО и ^зм = 1500 нм после КТО. Прирост упрочнения при этом Дасвм. = 660 МПа в случае ТТО и Дасвм. = = 520 МПа для КТО.
При оценке величины дисперсного упрочнения воспользуемся формулой Орована [2-3]:
Gb Х= -
(6)
Здесь О - модуль сдвига; Ь - модуль вектора Бюргерса дислокаций; X - расстояние между частицами, связанное с объемным содержанием (/) и радиусом частиц (г) выражением [2-3]:
г _ 2л
' ~ Tu.
(7)
Оценки напряжения Орована для частиц карбидов М23С6 показали, что при объемной доле = 2 % и размерах от 80 до 200 нм их вклад в упрочнение составляет Дад.у. = 50-20 МПа.
Результаты теоретических оценок напряжений Орована для наноразмерных частиц V(C, N показали, что они могут обеспечить высокие значения дисперсного упрочнения даже при относительно невысоком объемном содержании упрочняющей фазы. При максимальной (диаметр частиц 5 нм) дисперсности и объемной доле частиц второй фазы (= 1,5 %) это около 750 МПа, что сравнимо с величиной предела текучести стали после ТТО. Двукратное увеличение размера частиц и уменьшение их объемной доли снижает величину упрочнения до Дад.у. = 260 МПа.
Таким образом, основными факторами упрочнения 12 %-ных хромистых ферритно-мартенситных сталей являются: твердорастворное упрочнение хромом; упрочнение за счет высокой плотности дислокаций; субструктурное упрочнение границами реек мартенсита с высокоугловыми и малоугловыми разориентировками; дисперсное упрочнение наноразмерными частицами кубического карбонитрида ванадия V(C, N по механизму типа механизма Орована.
Уменьшение (Да01 = 300 МПа, таблица) предела текучести сталей в процессе КТО может быть связано со снижением эффективности всех (помимо твердо-растворного) рассмотренных механизмов упрочнения.
Дисперсное упрочнение наноразмерными частицами карбонитрида V(С, N) является одним из наиболее эффективных способов повышения прочности исследуемых сталей. Как следует из приведенных в настоящей работе результатов, несмотря на относительно невысокое объемное содержание этих частиц, их вклад в упрочнение может быть сравнимым с максимальны-
ми величинами субструктурного упрочнения. Представленные оценки наглядно иллюстрируют возможность модификации гетерофазной структуры феррит-но-мартенситных сталей для повышения их прочностных характеристик.
2. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 312 с.
3. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. М.: Металлургия, 1982. 184 с.
1. Тюменцев А.Н., Чернов В.М., Леонтьева-Смирнова М.В., Астафу-рова Е.Г., Шевяко (Полехина) Н.А., Литовченко И.Ю. Особенности микроструктуры ферритно-мартенситной (12 % Сг) стали ЭК-181 после термообработок по разным режимам // ЖТФ. 2012. Т. 82. Вып. 1. С. 52-58.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при поддержке Стипендии президента Российской Федерации для молодых ученых и аспирантов, осуществляющих перспективные научные исследования и разработки по приоритетным направлениям развития российской экономики (2016-2018 гг.).
Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.
UDC 669.018.25
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1246-1249
STRENGTHENING MECHANISMS OF 12 % Cr FERRITIC-MARTENSITIC STEELS DEPENDING ON THE HEAT TREATMENT MODE
© N.A. Polekhina1'2'3*, I.Y. Litovchenko1,2b), D.A. Kravchenko2b), A.N. Tyumentsev1'2'*0' V.M. Chernov3d)' M.V. Leonteva-Smirnova3d)
1) Institute of Strength Physics and Materials Science of the SB RAS, Tomsk, Russian Federation 2) National Research Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation 3) JSC A.A. Bochvar High-Technology Research Institute of Inorganic Materials, Moscow, Russian Federation, a) nadejda89tsk@yandex.ru, b) litovchenko@spti.tsu.ru, c) tyuments@phys.tsu.ru, d) vmchernov@bochvar.ru
The features of the microstructure of 12 % chromium ferritic-martensitic steels EK-181 (Fe-12Cr-2W-V-Ta-B) and ChS-139 (Fe-12Cr-Ni-Mo-W-Nb-V-B) after heat treatments, providing different levels of strength and plastic properties are investigated. The theoretical analysis of the various strengthening mechanisms of these steels, depending on the conditions of heat treatment has been carried out. It is shown that the dispersion hardening by nanoparticles of MX type carbonitride is one of the most effective ways to increase the strength of the investigated ferritic-martensitic steels.
Key words: ferritic-martensitic steels; microstructure; mechanical properties; strengthening mechanisms.
1. Tyumentsev A.N., Chernov V.M., Leont'eva-Smirnova M.V., Astafurova E.G., Shevyako (Polekhina) N.A., Litovchenko I.Yu. Osoben-nosti mikrostruktury ferritno-martensitnoy (12 % Cr) stali EK-181 posle termoobrabotok po raznym rezhimam. Zhurnal tekhnicheskoy fiziki — Technical physics. The Russian journal of applied physics, 2012, vol. 82, no. 1, pp. 52-58.
2. Gol'dshteyn M.I., Litvinov V.S., Bronfin B.M. Metallofizika vysokoprochnykh splavov. Moscow, Metallurgy Publ., 1986. 312 p.
3. Pikering F.B. Fizicheskoe metallovedenie i razrabotka staley. Moscow, Metallurgy Publ., 1982. 184 p.
GRATITUDE: The work is fulfilled under support of Russian Federation President Award for young scientists and postgraduates, carrying out prospective scientific researches and developments on priority directions of Russian economics development (2016-2018)
Received 10 April 2016
Полехина Надежда Александровна, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, младший научный сотрудник, e-mail: nadejda89tsk@yandex.ru
Polekhina Nadezhda Aleksandrovna, Institute of Strength Physics and Materials Science of the SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Senior Research Worker, e-mail: nadejda89tsk@yandex.ru
Литовченко Игорь Юрьевич, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, кандидат физико-математических наук, доцент, старший научный сотрудник, e-mail: litovchenko@spti.tsu.ru
REFERENCES
Litovchenko Igor Yurevich, Institute of Strength Physics and Materials Science of the SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Candidate of Physics and Mathematics, Associate Professor, Senior Research Worker, e-mail: litovchenko@spti.tsu.ru
Кравченко Дарья Александровна, Национальный исследовательский Томский государственный университет, г. Томск, Российская Федерация, студент, e-mail: litovchenko@spti.tsu.ru
Kravchenko Darya Aleksandrovna, National Research Tomsk State University, Tomsk, Russian Federation, Student, e-mail: litovchenko@spti.tsu.ru
Тюменцев Александр Николаевич, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией физики структурных превращений, e-mail: tyuments@phys.tsu.ru
Tyumentsev Aleksander Nikolaevich, Institute of Strength Physics and Materials Science of the SB RAS, Tomsk, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Head of Physics of Structural Transformations Laboratory, e-mail: tyuments@phys.tsu.ru
Чернов Вячеслав Михайлович, ОАО Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. академика А.А. Бочвара, г. Москва, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, главный научный сотрудник, e-mail: vmchernov@bochvar.ru
Chernov Vyacheslav Mikhaylovich, JSC A.A. Bochvar High-Technology Research Institute of Inorganic Materials, Moscow, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Main Research Worker, e-mail: vmchernov@bochvar.ru
Леонтьева-Смирнова Мария Владимировна, ОАО Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. академика А.А. Бочвара, г. Москва, Российская Федерация, кандидат технических наук, доцент, начальник отдела, e-mail: vmchernov@bochvar.ru
Leonteva-Smirnova Mariya Vladimirovna, JSC A.A. Bochvar High-Technology Research Institute of Inorganic Materials, Moscow, Russian Federation, Candidate of Technics, Associate Professor, Head of Department, e-mail: vmchernov@bochvar.ru
