CC BY
60
УДК 669.15-194.55/56:539.4.015
ВЛИЯНИЕ (а+у)-СТРУКТУРЫ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ И СТРОЕНИЕ ИЗЛОМОВ МАРТЕНСИТНОСТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ Н18К9М5Т
СУХИХ А.А., *ВЫЛЕЖНЕВ В.П.
Институт механики УрО РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т.Барамзиной, 34 *Пермский государственный технический университет,
614990, Пермский край, г. Пермь - ГСП, Комсомольский проспект, 29
АННОТАЦИЯ. Исследовано влияние остаточного и ревертированного аустенита на ударную вязкость стали при температурах испытаний от -196 до +250 °С. Выявлены особенности строения изломов и определены механизмы разрушения. Обсуждаются причины различного влияния остаточного и ревертированного аустенита на вязкость стали.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: мартенситностареющая сталь, структура, ударная вязкость, излом, мартенсит, аустенит, остаточный, ревертированный.
Механические свойства мартенситностареющей стали Н18К9М5Т с (а+у)-структурой во многом определяются условиями стабилизации у-фазы [1, 2]. Стабилизированный аустенит подразделяют на остаточный (уост) и ревертированный (урев). Под ревертированным аустенитом понимают у-фазу, образующуюся при нагреве до температур межкритического интервала Ан-Ак и сохраняющуюся после охлаждения до комнатной температуры, а под остаточным аустенитом - у-фазу, сохраняющуюся после охлаждения от температур выше Ак. Их влияние на механические свойства существенно различается. Следует также отличать ревертированный аустенит, полученный в исходной а-структуре, от ревертированного аустенита, образованного в (а+уост)-структуре [2, 3]. Настоящая работа посвящена изучению влияния указанных типов аустенита на ударную вязкость и строение изломов стали Н18К9М5Т при разных температурах испытаний.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Исследования проводили на стали, содержащей 0,009 % С, 18,3 % №, 8,9 % Со, 5,1 % Мо, 0,66 % П, 0,06 % А1, 0,03 % Я 0,03 % Мп, 0,004 % Б, 0,007 % Р, Fe - остальное. Термообработку осуществляли на образцах размером 12*12*55 мм. Вначале во всех образцах обычной закалкой (820 °С, 1 ч, вода) получали мартенситную структуру. Затем часть образцов обрабатывали на структуру «мартенсит+остаточный аустенит». Для этого использовали выдержку в межкритическом интервале температур (600 °С, 1 ч, охлаждение на воздухе) и последующий быстрый нагрев (соляная ванна) до 820 °С (выдержка 6 мин, охлаждение в воде). Содержание остаточного аустенита составляло ~ 24 %. Старение образцов с исходной мартенситной структурой проводили при температурах 490 и 550 °С, а с исходной (а+уост)-структурой - при температурах 430 и 490 °С в течение 3 ч. В результате получали 4 типа структурных состояний стали: (а), (а+урев), (а+уост) и (а+уост+урев). Ревертированный аустенит в исходной а-структуре появляется при старении выше 500 °С, а в исходной (а+уост)-структуре при старении выше 430 °С [1]. Содержание ревертированного аустенита в (а+урев)-структуре составляло ~ 23 %, а в (а+уост+урев)-структуре ~ 15 %.
Испытания на ударный изгиб (КСЦ) проводили на образцах типа I по ГОСТ 9454-78 в интервале температур от -196 до +250 °С. Содержание аустенита определяли рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-3. Степень деформационного у^-а превращения при разрушении оценивали с помощью соотношения [(у-уизл)/у]'100 %, где у - содержание аустенита в образце до испытания, уизл - содержание аустенита в изломе. Строение изломов изучали на электронном сканирующем микроскопе РЭМ-200 и по панорамным снимкам траектории движения трещины, полученным с поперечного сечения изломов на микроскопе МИМ-8. Структуру стали исследовали на электронном микроскопе JEM-100.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В стали Н18К9М5Т после обычной термической обработки (закалка 820 °С + старение
490 °С) как остаточный аустенит, так и ревертированный аустенит не обнаруживается.
Структура состоит из однородного реечного мартенсита (рис. 1, а), характерной чертой
которого является группировка кристаллов мартенсита (реек) в пакеты. В одном
аустенитном зерне образуется несколько пакетов. В плоскости шлифа кристаллы мартенсита
в пакете вытянуты в одном направлении и имеют почти параллельные границы. Ширина
мартенситных реек составляет ~ 0,2 ^ 0,8 мкм. В кристаллах мартенсита наблюдается
11 12 _____2
высокая плотность дислокаций (~10 ^ 10 см ) и большое количество равномерно распределенных игольчатых интерметаллидных выделений фазы №3Т1 [4].
а - а; б, в, г - а+Урев; д - а+УоСТ; е - а+Уоет+Урев; а, б, в, е - светлое поле; г, д - темное поле в рефлексе (200)у
Рис. 1. Структура стали Н18К9М5Т
При старении 550 °С (3 ч) в мартенситной структуре появляется ревертированный аустенит (23 %). Он образуется как внутри мартенситных реек в виде разнонаправленных стержней (внутриреечная у-фаза), так и по границам мартенситных реек и пакетов в виде фрагментированных вытянутых кристаллов (междуреечная у-фаза), рис. 1, б, в, г. Ширина кристаллов урев изменяется в пределах 0,03 ^ 0,11 мкм, а их длина - 0,11 ^ 0,55 мкм. В кристаллах урев удается наблюдать двойники, дислокации, интерметаллидные частицы
игольчатой (Ni3Ti) и равноосной (Fe2Mo) формы. Образование урев происходит кристаллографически упорядоченно и сопровождается перераспределением никеля между а- и у-фазами [2, 5, 6]. Косвенно об этом свидетельствует закономерное расположение кристаллов урев внутри реек а-фазы (рис. 1, б), наличие прямолинейности их границ, а также рост кристаллов урев на некоторых границах а/а лишь в одной мартенситной рейке (рис. 1, в, г), что, вероятно, обусловлено присутствием в мартенситном пакете реек не одной ориентировки [5]. Такой механизм а^-у превращения способствует наследованию дислокационной структуры а-фазы, а обогащение кристаллов аустенита никелем является одной из причин его стабилизации.
После старения при 600 °С (1 ч) содержание урев увеличивается до 53 %, а максимальная ширина его кристаллов - до 0,15 мкм [3]. Последующий нагрев до 820 °С с выдержкой 6 мин позволяет зафиксировать в мартенситной структуре уост (24 %), рис. 1, д. Остаточный аустенит сохраняется в бывших объемах ревертированного аустенита. При одинаковом содержании у-фазы по форме и размерам кристаллы уост близки к кристаллам урев [3]. В большей части кристаллы уост, как и кристаллы урев, имеют прямолинейные границы.
Старение при 490 °С (3 ч) приводит к появлению в образцах с (а+у0ст)-структурой урев (15 %), рис. 1, е. Он образуется путем эпитаксиального роста на уост [2, 3]. Его появление обусловлено тем, что близлежащие к остаточному аустениту микрообъемы а-фазы имеют, вследствие неполной гомогенизации высокотемпературной у-фазы, повышенное содержание никеля, что приводит к понижению температуры начала обратного а^-у превращения. Об этом свидетельствует увеличение среднестатистических размеров кристаллов у-фазы [3]. При старении 430 °С (3 ч) образования урев в (а+уост)-структуре не наблюдается.
Результаты испытаний на ударную вязкость приведены на рис. 2. Для (а)- и (а+урев)-структур наблюдается обычный характер температурной зависимости ударной вязкости - с повышением температуры испытания она возрастает. Причем, при ^сп = -196 °С образцы с (а+урев)-структурой имеют меньшее значение ударной вязкости (KCU = 0,24 МДж/м2). Оно на 11 % ниже, чем величина ударной вязкости образцов с а-структурой (KCU = 0,27 МДж/м2). Меньшая величина ударной вязкости для (а+урев)-структуры при ^сп = -196 °С обнаружена и в работе [7]. Повышение ^сп до -80 °С увеличивает ударную вязкость обоих структурных состояний до одинакового значения (KCU = 0,43 МДж/м2). При дальнейшем повышении ^сп до +100 °С величина ударной вязкости стали с мартенситной структурой изменяется незначительно (увеличивается лишь до 0,46 МДж/м2). Более заметный рост ударной вязкости в данном случае наблюдается при увеличении ^сп до +250 °С (KCU = 0,54 МДж/м2). Ударная вязкость стали с (а+урев)-структурой при повышении ^сп от -80 до +250 °С увеличивается до большего значения (KCU = 0,66 МДж/м2). В интервале температур (+20) ^ (+250) °С она превышает ударную вязкость образцов с мартенситной структурой в 1,13 ^ 1,29 раза. Повышение ударной вязкости обусловлено в основном перестариванием мартенситной матрицы (старение 550 °С), а не наличием ревертированного аустенита [1].
Действительно, предел прочности (а+урев)-структуры с урев = 23 % при комнатной температуре составляет 1755 МПа (табл. 1). По отношению к а-структуре, состаренной на максимальную прочность, он на 365 МПа (17 %) ниже. Однако, несмотря на такое значительное падение прочности, повышение ударной вязкости несущественно. Величина KCU увеличивается лишь на 0,06 МДж/м2 (13 %). Недостаривание мартенсита (старение 400 °С) практически на такой же уровень прочности (ов = 1775 МПа) приводит к более значительному повышению ударной вязкости (табл. 1). Величина KCU увеличивается на 0,25 МДж/м2 (55 %). Следовательно, ревертированный аустенит, полученный а-структуре при нагреве 550 °С, не только не повышает вязкость, а даже в некоторой степени способствует хрупкости стали. Это подтверждается и результатами испытаний при криогенных температурах. Не исключено, что наличие урев в а-структуре способствует снижению ударной вязкости (безусловно, в меньшей степени) и при ^сп = (+100) ^ (+250) °С. То есть не обеспечивается, также как и при комнатной температуре, тот уровень KCU,
который при равной прочности, вероятно, может быть достигнут на недостаренном
мартенсите или в случае отсутствия в структуре перестаренного мартенсита
ревертированного аустенита. В отличие от КСи характеристики статической
трещиностойкости для (а)- и (а+урев)-структур с равной прочностью находятся при
комнатной температуре на одном уровне (табл. 1).
КСИ, МДж/м
0,9
0,7
0,5
0,3
0,1
у -5Г 1
'г 2 ;
о 1 "
|
1
\б
7 Г к,
Г) — 5 -с— >
-200
-100
0
100
80 60 40 20 0
200 1исп, °с
£ 100 §
я <и
о,
03
<и
Он
с
а
т
1-0
и
<и
с
<и
н
и
1 - а; 2, 5 - а+урев; 3, 6 - а+уоСТ;
4, 7 — а+Уост+Урев
Рис. 2. Влияние температуры испытания на ударную вязкость (1 - 4) и степень деформационного у^-а превращения аустенита в изломах образцов (5 - 7) стали Н18К9М5Т с различной структурой
Для образцов с (а+уост)- и (а+уост+урев)-структурами зависимость ударной вязкости от температуры испытания носит экстремальный характер (рис. 2). Причем, для обоих структурных состояний при ^сп = (-196) - (+100) °С значения КСи находятся практически на одинаковом уровне (различие в средних значениях не превышает 0,03 МДж/м2). При ^сп +180 и +250 °С значения ударной вязкости образцов с (а+уост)-структурой на 0,05 МДж/м (6 - 7 %) выше, чем значения КСи образцов с
(а+уост+урев)-структурой.
По сравнению с мартенситом, состаренным на максимальную прочность, предел прочности образцов с (а+уост)- и (а+уост+урев)-структурами при комнатной температуре ниже лишь на 14 и 12 %, табл. 1. При этом ударная вязкость в зависимости температуры испытания в 1,39 - 2,06 раза выше. Причем показательно, что отношение значений КСи для образцов с уост к значению КСи образцов с а-структурой, испытанных при -196 °С составляет 1,7 - 1,74, при -80 °С - 1,88 - 1,95, при -40 °С - 1,98 - 2,02, при +20 °С - 2 - 2,06, при +100 °С - 2 - 2,02, при +180 °С - 1,67 - 1,76, при +250 °С - 1,39 - 1,48. То есть, наибольший эффект повышения КСи (~ в 2 раза) наблюдается при испытаниях в интервале температур (-40) - (+100) °С. Еще более значительно влияние уост на характеристики статической трещиностойкости (при +20 °С величины КС, 8с и Jc увеличиваются
соответственно 1,46 - 1,54; 2,43 - 3 и 2,5 - 2,7 раза).
При разрушении образцов с (а+урев)-структурой ревертированный аустенит не подвергается у^-а превращению вплоть до температуры испытания -196 °С (рис. 2). Степень у^-а превращения в изломах образцов с (а+уост)-структурой при понижении ^сп от +250 до -196 °С увеличивается с 5 до 96 %. В интервале температур, где наблюдается наибольший эффект повышения ударной вязкости, ее значение изменяется от 28 до 80 %. Более низкие значения степени у^-а превращения в изломах образцов с (а+уост+урев)-структурой
обусловлены высокой устойчивостью к пластической деформации урев. Очевидно, что в данном случае у^-а превращение при разрушении образцов испытывает лишь уост, а количество образующегося мартенсита деформации остается тем же.
Увеличение ударной вязкости с повышением температуры испытания стали с (а)- и (а+урев)-структурами обусловлено возрастанием пластичности мартенсита и
ревертированного аустенита [4]. Более высокие значения КСи стали с остаточным аустенитом в интервале 1исп (-196) ^ (+100) °С обеспечиваются за счет высокой пластичности уост, его деформационного у^-а превращения, а также пластичностью продуктов этого превращения (несостаренный мартенсит), а при 1исп +180 и +250 °С - в основном за счет высокой пластичности уост. Несостаренный мартенсит сохраняет достаточно высокую пластичность и вязкость при криогенных температурах вплоть до -196 °С [4, 11]. Уменьшение пластичности и увеличение степени деформационного у^-а превращения с понижением 1исп и приводит к экстремальному характеру температурной зависимости ударной вязкости стали с уост.
Таблица 1
Влияние структурного состояния на механические свойства стали Н18К9М5Т [8, 9]
Структура (и °С) Ов, МПа °0,2, МПа 5, % V, % кси, МДж/м2 к*, МПа-м1/2 5с-103, м МДж/м2 мкм
а (без старения) 1090 995 12,8 76,8 - - - - -
а (400) 1775 1700 10,0 61,2 0,70 96 0,018 0,058 162
а (430) 1905 1830 9,4 57,9 0,69 - - - -
а (490) 2120 2080 8,8 57,0 0,45 91 0,014 0,048 98
а+Урев (550) 1755 1685 12,8 62,0 0,51 96 0,019 0,057 166
а+Уост (без старения) 1115 1000 16,0 77,6 - - - - -
а+Уост (430) 1820 1750 10,6 63,0 0,93 140 0,042 0,129 326
а+Уост+Урев (490) 1870 1820 10,0 64,8 0,90 133 0,034 0,120 272
Примечание: 2гуу- оценочное значение поперечного размера пластической зоны у вершины трещины;
г^ =( К2/2лс2 )(1 - 2v )2 [10], где г^ - величина пластической зоны у вершины трещины в направлении ее
развития, К - коэффициент интенсивности напряжений в устье трещины (К = К^), от - предел текучести, V - коэффициент Пуансона (V = 0,3); 1:ст - температура старения.
Наблюдаемая при 1исп +180 и +250 °С слабая тенденция к снижению ударной вязкости образцов с (а+уост+урев)-структурой по отношению к образцам с (а+уост)-структурой может быть связана с присутствием ревертированного аустенита. По-видимому, при низкой релаксационной способности (а+уост+урев)-структуры за счет деформационного у^-а превращения уост ввиду его малой степени (рис. 2) влияние урев на процесс пластической деформации при разрушении возрастает, что и приводит к некоторому понижению КСи. Напомним, в данном случае урев образован при температуре старения 490 °С и расположен на уост. Его прочность сравнима с прочностью состаренного мартенсита [1, 3].
Фрактография профиля изломов образцов показывает, что рельеф поверхности разрушения неровный, содержит выступы и впадины (рис. 3). При комнатной температуре испытания их размеры в изломах образцов с а-структурой составляют 10 ^ 30 мкм, с (а+урев)-структурой - 20 ^ 40 мкм, а с (а+уост)- и (а+уост+урев)-структурами - 30 ^ 90 мкм. В изломах образцов с (а+урев)-структурой наблюдаются отдельные плоские участки (сколы), совпадающие по направлению с границами мартенситных кристаллов и пакетов (рис. 3, б).
Разная величина выступов и впадин в изломах образцов с различной структурой обусловлена, очевидно, разной величиной зоны пластической деформации перед фронтом
распространяющейся трещины. Действительно, для случая статических испытаний на изгиб образцов с трещиной грубая оценка поперечных размеров пластической зоны у вершины трещины 2г для исследованных структурных состояний существенно отличается (табл. 1).
Характерные (а)-, (а+урев)- и (а+уост)-структурам электронные фрактограммы изломов ударных образцов, разрушенных при +20 и -196 °С, представлены на рис. 4. Для структуры
(а+7ост+Урев) обнаруживается схожее с (а-НуОСт)-структурой строение изломов.
а - а; б - а+Урев; в - а+УоСТ
Рис. 3. Фрагменты профиля изломов ударных образцов стали Н18К9М5Т с различной структурой, разрушенных при +20 °С
а, г - а; б, д - а+Урев; в, е - а+УоСТ
Рис. 4. Фрактограммы изломов ударных образцов стали Н18К9М5Т с различной структурой, разрушенных при +20 °С (а, б, в) и -196 °С (г, д, е)
При комнатной температуре испытания для изломов образцов без аустенита присуще ямочное строение (рис. 4, а). Ямки имеют небольшую глубину и большинство из них плоское дно. Ямки разделены невысокими острыми гребнями отрыва (гребни разрыва перемычек). В изломах образцов с (а+урев)-структурой наряду с неглубокими ямками
наблюдаются протяженные плоские участки (сколы), рис. 4, б. Плоские участки образуют террасный рельеф. Гребни отрыва, разделяющие ямки и плоские участки, выражены значительно слабее, чем в изломах образцов с а-структурой. Изломы образцов с уост имеют, как и изломы образцов без аустенита, ямочное строение (рис. 4, в). Протяженные плоские участки отсутствуют. Видно, что в среднем протяженность ямок меньше, а при одинаковой протяженности их глубина, вероятно, больше, чем в изломах образцов с а-структурой. Характерным для изломов образцов с уост является и присутствие зон, состоящих из углубленных ямок небольшой протяженности. Особенной деталью также является наличие очень малых по протяженности, но глубоких (дно их не видно) ямок, края которых не имеют гребней.
На поверхности изломов образцов, разрушенных при -196 °С, гребни отрыва выражены значительно слабее (рис. 4, г, д, е). Основными элементами изломов образцов без аустенита (рис. 4, г) являются ямки с плоским дном и фасетки скола. В небольшом количестве обнаруживаются детали, похожие на вторичные микротрещины. Поверхность разрушения образцов с уост сохраняет ямочное строение (рис. 4, е). При этом протяженность ямок значительно меньше, чем в изломах образцов с а-структурой. На поверхности углублений удается различать сетку тонких светлых полосок (выступов), толщина которых не превышает величину ~ 0,1 мкм. Не исключено, что такие полоски являются результатом разрушения превращенных в мартенсит деформации кристаллов аустенита.
Поверхность изломов образцов с (а+урев)-структурой имеет характерный террасный рельеф (рис. 4, д). Если при комнатной температуре испытания он наблюдается лишь частично (рис. 4, б), то при 1исп = -196 °С становится преобладающим. Очевидно, что появление террасного рельефа во многом обусловлено разрушением по границам мартенситных кристаллов и пакетов (см. рис. 3, б), чему, безусловно, способствует присутствие вдоль этих границ микрообъемов ревертированного аустенита (рис. 1, в, г). Да и внутри кристаллов мартенсита предпочтительными местами разрушения являются, по-видимому, межфазные границы а/урев. На фрактограммах изломов при -196 °С отчетливо наблюдаются вторичные микротрещины. Причем их количество больше, чем в изломах образцов без аустенита.
Следует отметить, что на некоторых плоских участках изломов образцов наблюдаются ступеньки скола (см. рис. 4, б, г, д). Причем на отдельных фасетках скола удается различить слабозаметный ручьистый узор, характерный для низкотемпературного транскристаллитного разрушения. Обнаруживается также плавный переход ступенек скола в гребни отрыва, что является одной из особенностей разрушения квазисколом [12]. Кроме того, внутри фасеток скола наблюдаются одиночные или групповые следы в виде коротких тонких прямолинейных светлых полосок. В одних местах они расположены параллельно друг к другу, в других - в двух кристаллографических направлениях в виде отдельных галочек. При этом угол между этими двумя направлениями на фасетках скола изломов образцов с (а+урев)-структурой не превышает ~ 60 ^ 70°, а с а-структурой ~ 90°. Эти детали, вероятно, представляют собой результат пересечения микродвойников пластической деформации или превращения с плоскостью скола [12]. Такие светлые полоски и следы в виде отдельных галочек обнаруживаются и на плоском дне некоторых крупных ямок (см. рис. 4, а). Следы в виде галочек с углами 70 и 90° могут быть образованы при пересечении микродвойников а-фазы соответственно с плоскостями {110}а и {100}а и с углом 60° - при пересечении микродвойников у-фазы с плоскостями {111}у [10].
Выявленные элементы и детали поверхности изломов позволяют согласно [12] интерпретировать механизмы разрушения. В образцах с остаточным аустенитом разрушение идет по механизму зарождения, роста и слияния микропор. Такой же механизм разрушения при комнатной температуре наблюдается и в образцах с а-структурой. В образцах с (а+урев)-структурой в интервале температур испытаний (+20) ^ (-196) °С реализуется смешанный механизм разрушения, сочетающий скол, зарождение, рост и слияние микропор (квазискол). С понижением температуры доля участков скола на поверхности изломов
увеличивается. Разрушение квазисколом в образцах с а-структурой происходит лишь при температурах испытаний ниже -80 °С. Это подтверждается сериальными ударными испытаниями образцов с трещиной [4] - верхняя граница температурного интервала вязкохрупкого перехода для стали Н18К9М5Т в состоянии максимального упрочнения составляет ~ -80 °С. Об этом свидетельствует и наблюдаемая зависимость ударной вязкости КСи от температуры испытания (рис. 2). При понижении 1исп от +20 до -80 °С величина КСи практически не изменяется.
При разрушении высокопрочных сталей по механизму зарождения, роста и слияния микропор основные энергетические затраты приходятся на стадию образования микрополостей [10, 13, 14]. Стадия роста и слияния микрополостей - утонение и разрушение перемычек между ними - требует небольшой общей деформации, несмотря на то, что в пределах перемычки деформация может составлять порядка сотен процентов. Чем больше деформация, необходимая для образования микрополостей, тем, очевидно, больше и величина деформируемого объема. Соответственно возрастает и работа разрушения, как за счет увеличения самой деформации, так и деформируемого объема. Появление микрополостей на некотором этапе пластической деформации обусловлено релаксацией локальных напряжений в вершине дислокационных скоплений, образующихся у различных структурных барьеров. В пакетном мартенсите такими барьерами могут быть границы бывших аустенитных зерен, границы мартенситных реек и пакетов, сидячие дислокации, двойники, места пересечения плоскостей скольжения и т. д. По-видимому, такими препятствиями не могут быть частицы интерметаллидов ввиду их малых размеров [10]. В какой-то мере об этом свидетельствует то, что расстояние между микрополостями ~ на 2 порядка больше, чем расстояние между интерметаллидами. В результате релаксации напряжений зародышевые микротрещины в вершине дислокационных скоплений превращаются в микрополости. При затруднении релаксации напряжений они дают начало образованию фасеткам или, крайний случай, плоскостям скола.
В состоянии максимального упрочнения сталь Н18К9М5Т, несмотря на высокое сопротивление пластической деформации, обладает достаточной пластичностью мартенситной матрицы. Поэтому отчетливые фасетки сколов наблюдаются лишь при температурах испытаний ниже -80 °С (рис. 4, г).
Стабилизация в а-структуре аустенита обеспечивает появление дополнительных барьеров внутри мартенситных реек и может приводить к повышению «прочности» имеющихся межкристаллитных барьеров (границ мартенситных реек и пакетов).
Согласно [15 - 19] образование пакетного мартенсита, осуществляется с выполнением ориентационных соотношений, близких к соотношениям Курдюмова-Закса. В пределах одного пакета рейки могут иметь до шести разных ориентировок. Плоскости {110}а реек всех ориентировок почти параллельны одной плоскости габитуса {111}у, а их длинное ребро идет вдоль направлений (111)а || (110)у. Шесть ориентировок образованы тремя парами, каждая из которых имеет близкие кристаллогеометрические характеристики и практически идентичную пространственную ориентацию кубических осей [5, 18]. Одна пара
ориентировок отличается от другой направлением сдвига типа (112)у в плоскости {111 }у. Плоскости границ мартенситных реек близки к {110}а || {111}у [15]. Рядом могут быть расположены рейки как одной, так и разной ориентации [19]. В соседних пакетах плоскости мартенситных кристаллов {110}а параллельны другим плоскостям {111 }у.
При обратном а^-у превращении выполняются те же ориентационные соотношения, как и в случае прямого у^-а превращения [5, 6, 20]. Количество возникающих ориентировок кристаллов аустенита зависит от скорости нагрева и состояния мартенсита (закаленное или состаренное). Так при скорости нагрева 10 град/с наблюдается мартенситный механизм а^-у превращения закаленной а-фазы [6]. Перемещение атомов идет по обратным путям, в результате чего восстанавливается исходная (первоначальная) ориентация у-фазы.
При малых скоростях нагрева (0,033 ^ 3,3 град/с) а^-у превращение осуществляется с размножением ориентировок аустенита [5, 6, 20]. В пределах одной мартенситной рейки
образуются кристаллы аустенита шести ориентировок (трех пар) [5, 20]. Они, как и в случае прямого у^-а превращения, закономерно связаны между собой. Отличие заключается в том, что плоскости (111}у могут быть параллельны разным плоскостям {110}а. Длинная ось аустенитных кристаллов совпадает с направлениями (П1)а. Кроме внутриреечной у-фазы образуется и междуреечная. Ее ориентировка совпадает с первоначальной ориентировкой [6, 20]. На завершающей стадии аустенизации междуречная у-фаза поглощает внутри-реечную, в результате чего исходная ориентация аустенитного зерна восстанавливается.
Размножению ориентировок аустенита в стали Н18К9М5Т способствуют частицы фазы Ni3Ti, которые при медленном нагреве успевают выделиться в мартенсите [6]. Их наличие в мартенсите приводит к размножению ориентировок у-фазы и при быстром нагреве. В этом случае разнонаправленные кристаллы у-фазы могут сохраниться вплоть до температур рекристаллизации аустенита (900 ^ 950 °С) [6].
Следовательно, в нашем случае после старения 550 и 600 °С в стали Н18К9М5Т присутствует несколько ориентировок кристаллов ревертированного аустенита, включая исходную. Остаточный аустенит, по-видимому, сохраняет ориентировку урев. Этому способствует быстрый нагрев в соляной ванне под закалку (не менее 10 град/с), малая длительность выдержки при 820 °С, а также наличие интерметаллидов в исходной (а+урев)-структуре. Ревертированный аустенит, полученный в (а+уост)-структуре должен имеет ориентировку кристаллов остаточного аустенита, поскольку образуется на нем [5]. Однако, несмотря на то, что кристаллы у-фазы имеют разную ориентацию, у них есть общее - их границы (а/уост и а/урев), как и границы а/а близки к плоскостям {110}а или {111}Y (криволинейные участки границ можно составить из набора плоских фасеток, параллельных одной плоскости).
Рассмотрим плоское скопление параллельных дислокаций в а-фазе у плоской межфазной границы а/у. Пусть плоскостью барьера является плоскость (101)а. Вектор
Бюргерса дислокаций b = а/2 [1 1 1]. Тогда в вершине дислокационного скопления (у барьера) вектор полного напряжения в плоскости скольжения без учета сил трения кристаллической решетки определяется как тб = b n т cos ^, где n - число дислокаций; т - внешнее касательное напряжение в плоскости скольжения; £, - угол между векторами b и т [21, 22]. Напряжения тб в общем случае имеют винтовую (тбв) и краевую (тбк) составляющие: тбв = b n т cos £, cos ю и тбк = b n т cos £, sin ю, где ю - угол между вектором Бюргерса и линией дислокации. Напряжения тбв направлены параллельно линиям дислокаций, а тбк - перпендикулярно им.
С удалением от вершины дислокационного скопления величина напряжений убывает. При этом, в силу симметричности поля напряжений вокруг винтовых дислокаций, можно полагать, что величина действующих в плоскости барьера напряжений тбв мало зависит от угла ее наклона к плоскости скольжения. От действия напряжений тбк выше и ниже плоскости скольжения возникают нормальные напряжения (опк), соответственно сжатия и растяжения. Их максимальное значение (о^”) достигается в плоскости, которая проходит через вершину скопления дислокаций и составляет с плоскостью скольжения угол 70,5° [10, 23].
Анализ положения плоскостей с 0^“ для всех возможных плоскостей скопления
дислокаций с b = а/2 [1 1 1] в а-фазе показывает, что оно близко к положению плоскости барьера (101)а, табл. 2. Максимальный угол разориентировки 9 не превышает 19,5°. А это
значит, что напряжения опк в плоскости барьера близки к 0^“. Отметим, в плоскости (1 2 1)
образуется скопление чисто краевых дислокаций. Такие же результаты наблюдаются и при
векторах Бюргерса: а/2 [111], а/2 [1 1 1], а/2 [1 1 1], а также при других положениях
межфазной границы (плоскостях {110}а) и соответствующих направлений b .
Очевидно, что при множественном скольжении (сдвиг по различным плоскостям) в одном направлении напряжения от дислокационных скоплений суммируются. При этом
напряжения тбв от различных скоплений дислокаций частично или полностью могут уравновешиваться, так как действуют в разных направлениях (векторная сумма). Нормальные напряжения опк увеличиваются арифметическим сложением, поскольку направления их действия совпадают. Можно также сказать, что возникновению о™* на отдельных границах а/у способствует и непосредственно различная ориентация бывших аустенитных зерен в пределах пластической зоны, пакетов мартенсита в зерне, кристаллов мартенсита в пакете, аустенитных кристаллов в мартенсите, а также высокая плотность дислокаций и множество систем скольжения в а-фазе. Поскольку, при таком многообразии в процессе пластической деформации всегда найдутся такие плоскости сдвига, где вектор приложенного касательного напряжения будет близок по направлению с Ь .
Таблица 2
Отношение нормальных напряжений на межфазной границе а/у (плоскость (101) а) к их максимальным значениям от краевой составляющей плоского скопления параллельных смешанных дислокаций с вектором Бюргерса а/2 [111] в разных плоскостях скольжения в а-фазе
№ Плоскость скольжения ю,град Ф, град 9, град _ /_max СТпк/ СТпк
1 (1 01) 54,7 90 19,5 0,889
2 (1 1 0) 70,5 60 10,5 0,967
3 (0 1 1) 70,5 60 10,5 0,967
4 (1 1 2) 58,5 73,2 2,7 0,998
5 (1 2 1) 90 54,7 15,8 0,926
6 (2 1 1) 58,5 73,2 2,7 0,998
7 (3 2 1) 61,9 67,8 2,7 0,998
8 (2 3 1) 82,4 55,5 15,0 0,933
9 (3 1 2) 56,3 79,1 8,6 0,978
10 (1 3 2) 82,4 55,5 15,0 0,933
11 (2 1 3) 56,3 79,1 8,6 0,978
12 (1 2 3) 61,9 67,8 2,7 0,998
Примечание: ю - угол между вектором Бюргерса и линией дислокации, параллельной линии пересечения плоскости межфазной границы и плоскости скольжения; ф - угол между плоскостью межфазной границы и плоскостью скольжения; 9 - угол между плоскостью межфазной границы и плоскостью максимальных нормальных напряжений (ст™ ), 9=|р—ф|, р=70,5° [10, 23]; стпк - нормальные напряжения в плоскости межфазной границы, стпк =cos29• ст^^ ■
Безусловно, выше рассмотрена упрощенная, во многом идеализированная схема возникновения напряжений на межфазных границах а/у. Тем не менее, можно полагать, что границы а/у могут являться мощными концентраторами напряжений. Зародыш микротрещины, образованный экстраплоскостями дислокационного скопления лежит в плоскости межфазной границы и испытывает нагружение поперечного сдвига и растяжения [10]. Многообразие ориентировок кристаллов мартенсита в пластической зоне, их закономерная ориентационная взаимосвязь с кристаллами аустенита, а также высокая плотность дислокаций и множество плоскостей скольжения в а-фазе способствуют при деформации возникновению на границах а/у высоких нормальных напряжений.
При статическом нагружении механические свойства стали Н18К9М5Т после старения 400 и 550 °С находятся практически на одном уровне (табл. 1). Отличие заключается лишь в более высокой величине относительного удлинения после старения 550 °С, что обусловлено ростом равномерной деформации [24]. По-видимому, свойства ревертированного аустенита в данном случае близки к свойствам перестаренного или недостаренного мартенсита [1].
Высокая прочность урев связана с наличием в нем интерметаллидов [1 - 3]. При малых скоростях нагружения не оказывает заметного влияния на свойства, вероятно, и приграничный («буферный») слой кристаллов мартенсита [5]. Вследствие перераспределения легирующих элементов между а- и у-фазами он обеднен никелем. А это должно приводить к уменьшению подвижности дислокаций и в какой-то мере способствовать хрупкости [4].
Увеличение скорости нагружения (ударные испытания) по-разному влияет на пластичность и, следовательно, вязкость стали с исследованными структурными состояниями. Доказательством этому может служить проявление эффекта «последействия», основной причиной чего является отставание роста деформации от роста приложенных напряжений. Известно, что наиболее сильно этот эффект наблюдается в гетерогенных структурах [23] и, как можно полагать, при высоких и близких прочностных характеристиках фаз. В какой-то мере об этом свидетельствуют и испытания на растяжение при различных скоростях деформации. При температуре испытания 600 °С ((а+урев)-структура) увеличение скорости деформации в 100 раз (от 4-10-3 до 4-10-1 с-1) способствует повышению предела текучести на 64 % (от 550 до 900 МПа) и снижению предельной пластичности епред=1п[1/(1-^)] на 52 % (от 4,6 до 2,2). Увеличение скорости
деформации недостаренных образцов (а-структура) при комнатной температуре в 100 1000 раз (от 3 • 10-3 до 3 • 10-1 ^ 3 с-1) приводит к повышению предела текучести и
снижению предельной пластичности лишь на 2 ^ 4 % (о0,2 от 1684 до 1716 ^ 1755 МПа, виред от 0,91 до 0,87 ^ 0,89). Конечно, сравнение некорректно. Тем не менее, оно дает основание полагать, что в (а+урев)-структуре снижение пластичности при ударном нагружении значительней. В результате релаксация напряжений более затруднена и их критическое значение на границах а/урев достигается, вероятно, при меньшей величине макродеформации. Это приводит к появлению участков сколов по границам кристаллов уже при комнатной температуре (рис. 4, б) и, соответственно, к снижению ударной вязкости. Определенную роль в данном случае оказывает уже и малоникелевый буферный слой кристаллов мартенсита. Очевидно, стесненность развития процесса микропластической деформации проявляется и в самом ревертированном аустените [7]. Этому способствует обогащение урев никелем, наличие в нем интерметаллидов, его высокая деформационная стабильность, а также, вероятно, в сочетании с указанными причинами, меньшее число систем скольжения и трудность поперечного скольжения в у-фазе [10, 22]. Не исключено, что пластичность урев в условиях ударного нагружения ниже пластичности перестаренного мартенсита. С понижением температуры испытаний действие указанных факторов усиливается, из-за чего ударная вязкость образцов с (а+урев)-структурой становится даже ниже КСи образцов с а-структурой.
В (а+уост)-структуре предел текучести остаточного аустенита два раза ниже предела текучести состаренного на максимальную прочность мартенсита [1, 8]. Сравнение механических свойств закаленных (а)- и (а+уост)-структур показывает, что он находится на уровне несостаренного мартенсита, табл. 1. Видно также, что характеристики пластичности уост превышают характеристики пластичности несостаренного мартенсита. Остаточный аустенит метастабилен, рис. 2. В связи с этим (а+уост)-структура обладает высокой релаксационной способностью. Очевидно, что релаксация локальных пиковых напряжений осуществляться последовательно путем микропластической деформации в остаточном аустените, посредством деформационного у^-а превращения и за счет микропластической деформации в мартенсите деформации. Можно сказать, границы а/уост являются «полупроницаемыми барьерами» для дислокационных скоплений в мартенсите. В результате сопротивление образованию микропор повышается. Это приводит к тому, что микропоры появляются на этапе более значительной макродеформации, а работа разрушения возрастает. Микропоры образуются сразу в большом количестве, из-за чего размеры микрополостей уменьшаются, а количество гребней, отделяющих микрополости друг от друга, увеличивается. По-видимому, наблюдаемое большое число ямок малой протяженности в
изломах образцов с уост (рис. 4, в, е) можно считать признаком высокой релаксационной способности (а+уост)-структуры. Повышение работы разрушения образцов с остаточным аустенитом обусловлено и затратами энергии на осуществление у^-а превращения, а также значительным увеличением деформируемого объема, табл. 1. Кроме того, в данном случае определенный вклад в повышение вязкости вносит и сам мартенсит, поскольку он недостарен и менее обеднен никелем, а снижение пластичности с увеличением скорости нагружения, вероятно, как и в а-структуре, незначительно, ввиду большого различия сопротивлений пластической деформации уост и а-фазы.
Характеристики прочности (а+уост+урев)-структуры выше, чем (а+уост)-структуры (табл. 1). Это должно приводить к некоторому уменьшению деформируемого объема при разрушении и, соответственно, к снижению абсолютных вкладов в работу разрушения остаточного аустенита и мартенсита. Еще более значительное уменьшение вклада а-фазы вызвано ее дополнительным упрочнением и снижением объемного содержания. Ударная вязкость стали с а-структурой при +20 °С с повышением температуры старения от 430 до 490 °С уменьшается на 0,24 МДж/м2 (табл. 1). Однако, значения ударной вязкости (а+уост+урев)- и (а+уост)-структур практически не отличаются (табл. 1, рис. 2). Следовательно, ревертированный аустенит, образующийся при старении 490 °С на уост как на подложке, обладает не только высокой прочностью [1, 3], но и имеет достаточно высокую ударную вязкость. Небольшое снижение КСи (а+уост+урев)-структуры по сравнению (а+у0ст)-структурой при температурах испытания +180 и +250 °С может быть связано с влиянием границ а/урев.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Ударная вязкость стали Н18К9М5Т с (а+урев)-структурой, несмотря на значительное разупрочнение (ов=1755 МПа), в интервале температур испытаний (-196) ^ (+20) °С находится на уровне состаренного на максимальную прочность мартенсита (ов = 2120 МПа), а при повышенных температурах (+100) ^ (+250) °С повышается лишь на 20 ^ 30 %. Причинами такого влияния являются образование ревертированного аустенита по границам мартенситных кристаллов и пакетов, возникновение высоких нормальных напряжений на межфазных границах а/урев и низкая релаксационная способность (а+урев)-структуры при ударном нагружении, вследствие достаточно высоких и близких характеристик прочности урев и а-фазы, высокой деформационной устойчивости урев, а также обеднения а-фазы и обогащения урев никелем.
Ударная вязкость стали Н18К9М5Т с остаточным аустенитом при меньшем снижении прочности (ов = 1820^1870 МПа) повышается в 1,4 - 2 раза, что обусловлено у^-а превращением уост при разрушении, высокой пластичностью уост и мартенсита деформации. Наибольшая величина ударной вязкости обеспечивается в интервале температур (-40) ^ (+100) °С.
Ревертированный аустенит в (а+уост+урев)-структуре, располагаясь на остаточном аустените как на подложке, способствует сохранению высокой прочности и ударной вязкости стали, хотя превращения в мартенсит деформации при разрушении не испытывает.
Фрактографические исследования показывают, что ревертированный аустенит, полученный в а-структуре, способствует разрушению квазисколом по межфазным границам а/урев (плоскостям {110}а или (111}у), что приводит к появлению на поверхности изломов характерного террасного рельефа. Участки квазискола наблюдаются уже при комнатной температуре испытания, тогда как разрушение квазисколом мартенситной структуры осуществляется лишь при температурах ниже -80 °С. Разрушение образцов с уост осуществляется по механизму зарождения, роста и слияния микропор вплоть до температуры испытания -196 °С.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Вылежнев В.П., Сухих А.А., Брагин В.Г. и др. Механические свойства мартенситностареющей стали Н18К9М5Т с остаточным и ревертированным аустенитом // Физика металлов и металловедение. 1993. Т. 75, вып. 4. С. 157-165.
2. Вылежнев В.П., Сухих А.А., Брагин В.Г. и др. Образование аустенита и его структура в мартенситностареющей стали Н18К9М5Т // В сб. научных трудов «Проблемы механики и материаловедения». Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 1994. С. 118-133.
3. Сухих Ар.А., Дементьев В.Б., Сухих Ан.А. О причинах высокой прочности остаточного и ревертированного аустенита мартенситностареющей стали Н18К9М5Т // Химическая физика и мезоскопия. 2008. Т. 10, № 2. С. 200-206.
4. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситностареющие стали. М. : Металлургия, 1970. 224 с.
5. Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П. и др. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе. М. : Наука, 1982. 260 с.
6. Зельдович В.И., Фролова Н.Ю. Влияние скорости нагрева на процесс образования аустенита и перекристаллизацию мартенситностареющей стали // Физика металлов и металловедение. 1990. № 2. С. 178-185.
7. Тихомиров В.В. Влияние температуры старения в интервале а^у превращения на вязкость стали Н18К9М5Т при -196 °С // Изв. АН СССР. Металлы. 1971. № 5. С. 175-176.
8. Сухих А.А., Шаврин О.И. Зависимость механических свойств мартенситностареющей стали Н18К9М5Т от содержания стабилизированного аустенита // В сб. научных трудов «Материаловедение и обработка материалов». Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 2005. С. 83-90.
9. Шаврин О.И., Брагин В.Г., Сухих А.А, Вылежнев В.П. Конструктивная прочность мартенситностареющей стали при различных структурных состояниях // В сб. материалов Межд. НТК «Моделирование технических систем. Инновационные технологии в машиностроении и приборостроении». Ижевск : Изд-во ИжГТУ, 2002. Ч. 5. С. 323-331.
10. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М. : Металлургия, 1986. 312 с.
11. Потак Я.Н. Высокопрочные стали. М. : Металлургия, 1972. 208 с.
12. Фрактография и атлас фрактограмм / справочник / пер. с англ. / под ред. М.Л. Бернштейна. М. : Металлургия, 1982.
489 с.
13. Тетельман А.С., Мак-Эвили А.Дж. Разрушение высокопрочных материалов // В кн. «Разрушение» / пер. с англ. / под ред. М.Л. Бернштейна. М. : Металлургия, 1976. Т. 6. С. 144-182.
14. Бичем К.Д. Микропроцессы разрушения // В кн. «Разрушение» / пер. с англ. / под ред. А.Ю. Ишменского. М. : Мир,
1973. Т. 1. С. 265-373.
15. Изотов В.И. Морфология и кристаллогеометрия реечного (массивного) мартенсита // Физика металлов и металловедение. 1972. Т. 34, вып. 1. С. 123-132.
16. Счастливцев В.М., Копцева Н.В., Артемова Т.В. Электронно-микроскопическое исследование структуры мартенсита в малоуглеродистых сплавах железа // Физика металлов и металловедение. 1976. Т. 41, вып. 6. С. 1251-1260.
17. Этерашвили Т.В., Хасия Н.И. Строение мартенситного пакета и внутренние напряжения // Физика металлов и металловедение. 1989. Т. 67, вып. 2. С. 328-333.
18. Радионов Д.П., Счастливцев В.М., Степанова Н.Н. и др. Форма мартенситных кристаллов в пакетном (реечном) мартенсите // Физика металлов и металловедение. 1986. Т. 61, вып. 1. С. 115-120.
19. Этерашвили Т.В., Утевский Л.М., Спасский М.Н. Строение мартенситного пакета и локализация остаточного аустенита в конструкционной стали // Физика металлов и металловедение. 1979. Т. 48, вып. 4. С. 807-815.
20. Счастливцев В.М., Калетина Ю.В., Яковлева И.Л. и др. Особенности образования аустенита в мартен-ситностареющих сталях с 18 % никеля // Физика металлов и металловедение. 1986. Т. 62, вып. 5. С. 992-1001.
21. Гринберг Б.А., Пушин В.Г. Физика прочности и пластичности металлов и сплавов / учеб. пособие. Свердловск : Изд-во УрГУ, 1986. 196 с.
22. Фридель Ж. Дислокации / пер с англ. / под ред. А.Л. Ройтбурда. М. : Мир, 1967. 626 с.
23. Фридман Я.М. Деформация и разрушение // В кн. «Механические свойства металлов». М. : Машиностроение, 1974. Ч. 1. С. 1-472.
24. Нижник С.Б., Дорошенко С.П., Усикова Г.И. Влияние температуры закалки на развитие а^у превращения и механические свойства мартенситностареющей стали // Физика металлов и металловедение. 1983. Т. 56, вып. 2. С. 327-333.
THE INFLUENCE OF (a+y)-STRUCTURE ON STRIKING TOUGHNESS AND FRACTURES STRUCTURE OF MARAGING STEEL N18K9M5T
Sukhikh A.A., *Vylezhnev V.P.
Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia *Perm State Technical University, Perm, Russia
SUMMARY. The influence of retained and reverted austenite on striking toughness in the interval of testing temperatures from -196 to +250 °C has been researched. The peculiarities of fractures structure have been found out and the mechanisms of fracturing have been determined. The reasons of different influences of retained and reverted austenite on steel toughness are considered.
KEYWORDS: maraging steel, structure, striking toughness, fracture surface, martensite, austenite, retained, reverted.
Сухих Аркадий Анатольевич, на_учный сотрудник ИМ УрО РАН, тел. (3412) 20-29-25, e-mail: [email protected] Вьглежнев Владимир Павлович, кандидат технических на_ук, доцент ПГТУ e-mail: [email protected]
