Неустойчивость пластической деформации азотистых аустенитных сталей Текст научной статьи по специальности «Физика»

Неустойчивость пластической деформации азотистых

аустенитных сталей

Н.А. Наркевич, Н.К. Гальченко

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия Исследованы особенности прерывистой текучести в сталях Х23АГ19Ф и Х20АГ20Ф3 в зависимости от скорости и температуры испытаний. Установлено, что неустойчивость пластической деформации проявляется в широких интервалах скоростей и температур деформирования. Предполагаемым механизмом прерывистой текучести является двойникование и растрескивание в двойниках отжига, ориентированных перпендикулярно направлению растяжения.

Instability of plastic deformation of nitrogen austenitic steels

N.A. Narkevich and N.K. Galchenko

We have studied the features of discontinuous yielding in Cr23NMn19V and Cr20NMn20V3 steel depending on the testing rate and temperature. It is found that the instability of plastic deformation appears in wide range of strain rate and temperature. The supposed mechanism of discontinuous yielding is twinning and cracking in annealing twins oriented perpendicularly to the tension direction.

Неустойчивость пластической деформации, проявляющаяся в скачкообразном изменении напряжения на кривых течения, присуща многим металлам, сплавам и наблюдается чаще при отрицательных температурах. В некоторых случаях прерывистое течение наблюдается при испытаниях на статическое растяжение при комнатной температуре, в частности хромоникелевой стали Х18Н10, высокомарганцевых сталей с различным содержанием азота [1]. Известно, что вид кривой течения зависит от многих факторов, главными из которых являются состав исследуемого материала и температурно-скоростные условия испытания. В нашей работе исследовались особенности проявления прерывистой текучести в хромомарганцевых азотистых сталях Х23АГ19Ф и Х20АГ20Ф3 в зависимости от скорости и температуры деформирования.

После закалки от 1100 °С в воде обе стали имеют аустенитную структуру с множеством двойников и включениями частиц нитридов ванадия. Распределение нитридов неравномерно, что привело к разнозернистос-ти. При среднем размере зерна 40 мкм значительную долю площади шлифа занимают зерна размером 810 мкм, однако, часто встречаются 80-100 микронные зерна. Испытания на статическое растяжение проводили на машине «1пэ^оп» по пяти образцам на одну точку при комнатной температуре, варьируя скорость дефор-

мирования в диапазоне 4.62 • 10-5-4.63 • 10-2 с-1. Испытания сталей в режимах сверхпластичности проводили при повышенных температурах 900-1000 °С на установке 1246Р-2/2500.

При комнатной и повышенных температурах испытываемые образцы деформировались равномерно с локализацией деформации непосредственно перед разрушением без ярко выраженной шейки. Вне зависимости от температуры испытаний на диаграммах растяжения наблюдались характерные зубцы. Испытания при комнатной температуре с варьированием скорости деформирования показали, что вид диаграмм растяжения, в целом характерный для высокопрочных сталей, с увеличением скорости деформирования изменяется. Диаграмма растяжения для скоростей деформирования 4.62• 10-5-1.85 • 10-4 с-1 на стадии параболического упрочнения при напряжениях, превышающих условный предел текучести, имеет зубчатый вид. С ростом скорости деформирования напряжение, вызывающее первый скачок на кривой растяжения увеличивается (рис. 1), а сама зубчатая диаграмма вырождается в волнистую, хотя и содержит отдельные зубцы. Необходимо отметить, что несмотря на некоторое снижение пластичности при увеличении скорости деформирования она для всех исследованных скоростей деформирования сохраняется высокой, =32-42 %. Анализ экспери-

© Шркевич H.A., Гальченко H.K., 2004

Рис. 1. Влияние скорости деформирования 8 на предел прочности ов, предел текучести ст0.2, относительное удлинение 8, напряжение первого скачка о1ск, деформацию, соответствующую появлению первого скачка 81ск

ментальных данных по определению абсолютного удлинения образца за один скачок позволяет утверждать, что эта величина сопоставима с размерами исходного аустенитного зерна и составляет от 2 до 25 мкм. Исследование поверхности образцов после испытаний показало что, при малых скоростях деформирования (4.62*10-5 —1.85* 10-4 с-1) наблюдается зеренная структура с множеством пересекающихся линий и полос скольжения (рис. 2, а). В некоторых зернах в направлении, перпендикулярном направлению растяжения, образуются микротрещины. Строение границ микротрещин и характер их распространения через 2-3 зерна с образованием ступенек на межзеренных границах таково, что можно предполагать, что причиной появления микротрещин является двойникование в зернах, имеющих определенную кристаллографическую ориентацию по отношению к направлению растяжения (рис. 2, б). Такие

трещинки распределены равномерно по длине образца, а не сконцентрированы у места разрыва и в основном наблюдаются в крупных зернах, не приводя к катастрофическому разрушению всего образца. В соседних зернах такой двойник вызывает, по-видимому, мощные локальные напряжения, что приводит к их пластическому деформированию скольжением, если нет двойника, имеющего благоприятную ориентацию. Таким образом, скачки напряжения в условиях деформирования при комнатной температуре с малой скоростью являются следствием активно идущих внутризеренных деформационных процессов, в частности двойникования. Известно [2], что в сплавах с низкой энергией дефекта упаковки двойникование является одним из основных механизмов деформации и на кривых течения проявляется в характерной зубчатости [3].

Существенно отличается структура поверхностного рельефа после испытаний с большими скоростями (1.85 • 10-2-4.63 • 10-2 с-1), рис. 3.

Помимо внутризеренных линий скольжения наблюдаются полосы с высокой дефектностью, проходящие по границам нескольких зерен. Эти полосы могут замыкаться, распространяться вдоль или поперек образца, образуя сильно гофрированную поверхность. При этом границы отдельных зерен мало изменяются в процессе деформирования. Транскристаллитные трещины, вызванные двойникованием, встречаются очень редко, на отдельных образцах мы их не наблюдали совсем. Появление волнообразных участков на диаграммах растяжения при одинаковой скорости перемещения диаграммной ленты, связано, по-видимому, с коллективным вкладом множества зерен в развитие дефектной структуры деформируемой стали. Расстояние между двумя максимумами или минимумами волнистой линии, наблюдаемой при скоростях деформирования от 4.62 • 10-3 до 4.63 • 10-2 с-1, соответствует абсолютному удлинению образца на 500-600 мкм. Сопоставление этой величины с размером исходного аустенитного зерна подтверждает предположение о кооперативном вкла-

Рис. 2. Структура поверхности образцов из стали Х23АГ19Ф после испытаний при комнатной температуре со скоростью 1.85 • 10 4 с 1. х 125

Рис. 3. Структура поверхности образцов из стали Х23АГ19Ф после испытаний при комнатной температуре со скоростью 4.63 • 10-2 с-1. х 125

де в процесс деформации конгломератов зерен, деформирующихся как единое целое.

Неустойчивость пластической деформации проявляется и при высокотемпературных (920-950 °С) испытаниях на растяжение в режимах сверхпластичности высокоазотистой стали Х20АГ20Ф3, специально предварительно обработанной для получения ультрамелкозер-нистой структуры [4], то есть после закалки от 1100 °С, холодной прокатки на 8 = 50 % и старения при 700 °С в течение трех часов. Такая обработка по сравнению с закалкой увеличивает в структуре материала объемную долю нитридной фазы и изменяет состояние аустенита. Степень его легирования после старения уменьшается.

Также как и в случае испытаний при комнатной температуре, на диаграммах растяжения наблюдаются зубцы и участки чередующегося упрочнения и разупрочнения. На основании исследования деформационного рельефа можно предположить, что одним из главных процессов, обеспечивающих основной вклад в общее удлинение, является зернограничное проскальзывание и проскальзывание по межфазным границам. Величина межзерен-ного сдвига в зоне разрушения, определенная по разности фокусировки на соседние зерна методом, описанным в [5], составляет 1-2 мкм, то есть по величине соизмерима с размерами самих зерен. Исследование следов деформации в зернах металлографическим методом из-за малых размеров зерен оказалось невозможным. Предположительно, прерывистую текучесть и в этом случае вызывает двойникование.

Литература

1. Бащенко А.П., Белоусов Г.С., Омельченко А.В., Сошников В.И., Голиков В.А. Упрочнение высокомарганцевого аустенита азотом // ФММ. - 1989. - Т. 67. - Вып. 4. - С. 793-796.

2. Дубовик Н.А., Зуев Л.Б. Эволюция дислокационной структуры в высокоазотистых аустенитных сталях // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1992. - № 4. - С. 34-37.

3. Старцев В.И., Ильичев В.Я., Пустовалов В.В. Пластичность и прочность металлов и сплавов при низких температурах. - М.: Металлургия, 1975. - 328 с.

4. Гальченко Н.К., Строкатов Р.Д., Радашин М.В. Сверхпластичность высокоазотистых аустенитных сталей // Металлы. - 1999. -№ 3. - С. 91-94.

5. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия, 1975. - 280 с.