Structure of steel with metastable austenite after thermomechanical treatment on different modes.pdf Введение Метастабильные аустенитно-мартенситные стали с пластичностью, наведенной фазовым превращением (Transformation-Induced Plasticity Steels, трип-стали), - особый класс высокопрочных материалов повышенной пластичности [1-3]. Они относятся к высоколегированным сталям; их состав подбирается таким образом, чтобы после закалки от температуры 1270-1370 К стали имели однородную метастабильную аустенитную структуру. Количество метастабильного аустенита и его напряженное состояние могут быть изменены последующими обработками, что оказывает существенное влияние на механические свойства [4-6]. Так, например, меняется сам характер диаграмм пластического течения. Могут наблюдаться параболические диаграммы с наложенными на них скачками напряжения, диаграммы с площадкой текучести и дальнейшей стадией скачкообразной деформации, с площадкой текучестью и монотонной последующей стадией [6-8]. Высокая прочность при сохранении приемлемой пластичности в трип-сталях обусловлена деформационно-индуцированным фазовым превращением γ→α. Регулировать количество способного к превращению аустенита можно, подвергая стали специальной термомеханической обработке - «теплой» прокатке с большими степенями обжатия (50-80%) при температурах 600- 800 К. Эта обработка может, с одной стороны, вызвать фазовый переход и изменить соотношение основных фаз, а, с другой стороны, повысить стабильность аустенита за счет наклепа. Таким образом, в настоящее время актуально исследование структурных изменений, которые происходят в трип-стали на мезо- и микроскопическом уровне за счет предварительной термомеханической обработки. Эта проблема явилась целью настоящего исследования. Материал и экспериментальные процедуры Для проведения исследований использовалась аустенитно-мартенситная сталь 23Х15Н5АМ3-Ш, состав которой представлен в табл. 1. Таблица 1 Химический состав исследованной стали (мас. %) C Cr Ni Mo N Mn Si S P 0.25 14.5-16.0 4.8-5.8 2.7-3.2 0.03-0.07 ≤ 1 ≤ 0.6 ≤ 0.01 ≤ 0.015 Заготовки из горячекатаного листа толщиной 1 мм аустенизировались при температуре 1370 К в течение 1 ч с последующим охлаждением в воде (состояние 1). Затем часть заготовок отжигалась при 870 К в течение 1 ч с охлаждением в печи (состояние 2). Остальные подвергались многопроходной теплой прокатке при температуре 620 К с разными степенями обжатия: 40% (состояние 3), 51% (состояние 4), 63% (состояние 5). Структурные параметры материала в каждом из пяти состояний определяли металлографически на оптическом микроскопе Neophot-21, а тонкие детали изучали с помощью атомно-силового микроскопа Solver P47Н-Pro. Атомно-силовая микроскопия (АСМ) осуществлялась контактным методом в режиме «постоянной силы». Сочетание контактного метода с данным режимом позволило получить дополнительную информацию о рельефе поверхности. При сканировании на участках с сильно развитым рельефом поверхности скорость отработки сигнала рассогласования устанавливалась малой по сравнению с относительно гладкими зонами. В итоге сигнал рассогласования отображал резкие шероховатости (мартенситные иглы и ламели) с более высоким контрастом, чем гладкий фон (аустенит). Шлифы для металлографических исследований изготавливались электролитической полировкой в реактиве 80% H3PO4 - 13% CrO3 - 7% H2O. Этот же раствор использовался для удаления поверхностных слоев. Твердость структурных составляющих определялась с помощью микротвердомера ПМТ-3. Для оценки механических характеристик и анализа вида диаграмм нагружения для каждого состояния электроэрозионным методом были изготовлены по пять образцов типа «двойная лопатка» с размерами рабочей части 40×6 мм. Образцы растягивались на испытательной машине Walter+Bai AG (LFM-125) при скорости подвижного захвата 0.4 мм/мин. Полученные результаты и их обсуждение Исследования структуры стали 23Х15Н5АМ3-Ш показали, что в каждом из пяти состояний она представлена аустенитом и деформационным реечным мартенситом (рис. 1 и 2). Рис. 1. Структура стали 23Х15Н5АМ3-Ш в аустенизированном (а, б) и отожженном (в, г) состояниях; А - аустенит, Т - двойники Структурные исследования проводились после удаления 20 мкм поверхностного слоя [9, 10]. Этот слой не определяет объемные механические и физические свойства стали, хотя по данным рентгеновского анализа и магнитных измерений содержит в 2-3 раза больше мартенсита. На рис. 1, а, в и 2, а, в, д приведены оптические изображения структуры в состояниях 1-5, а на рис. 1, б, г и 2, б, г, е - соответствующие АСМ-сканы. Пунктиром отмечены границы зерен. Высоты структурных элементов определяли по профилограммам выбранных участков АСМ-сканов. Рис. 2. Структура стали 23Х15Н5АМ3-Ш после «теплой» прокатки: а, б - обжатие 40%; в, г - обжатие 51%; д, е - обжатие 63 %; А - аустенит, М - мартенсит, Т - двойники Из рис. 1 следует, что как после аустенизации, так и после отжига структура представлена полиэдрическими равноосными аустенитными зернами, средние размеры которых приведены в табл. 2. Внутри зерен встречаются двойники деформации с характерной шириной от 2 до 10 мкм и высотой до 550 нм. Двойники, как правило, проходят через все зерно. В обоих состояниях содержание мартенситной фазы не превышает 10%. Это значение представляется завышенным, так как по данным рентгеновских и магнитных измерений доля мартенсита как после аустенизации, так и после отжига находится на уровне 4% [11]. Заметные структурные изменения происходят после «теплой» прокатки трип-стали (рис. 2). Так, обжатие на 40% (состояние 3, рис. 2, а, б) приводит к трансформации полиэдрических аустенитных зерен в неравноосные, вытянутые в направлении прокатки. Степень анизотропии (отношение длин продольной оси зерна к поперечной) достигает 2. При этом их средний размер, определяемый по методу секущих, по сравнению с аустенизированным состоянием 1 практически не меняется (табл. 2). Кроме того, происходит деформационное γ→ α-превращение, поэтому объемная доля мартенсита увеличивается примерно до 28%. Морфология мартенсита - пакетная и сравнительно грубая, средние размеры мартенситных реек - до 2 мкм по ширине и 115 нм по высоте. Таблица 2 Влияние обжатия на размер зерна и механические свойства трип-стали Состояние Степень обжатия, % Размер зерна, мкм Микротвердость, МПа Предел текучести, МПа Временное сопротивление, МПа 1 0 97±14 2370±220 255±40 1491±68 2 0 57±21 2040±260 231±42 1337±39 3 40 95±25 4580±90 596±36 1768±24 4 51 96±29 5140±140 796±31 1651±57 5 63 100±31 5450±180 1065±65 1754±62 Рис. 3. Деформационные кривые трип-стали в состояниях 1-5 После прокатки с обжатием 51% (состояние 4, рис. 2, в, г) степень анизотропии аустенитных зерен выросла до 3.3. В зернах увеличилось количество двойников. Доля мартенситной фазы осталась на том же уровне, как и в состоянии 3, ~ 21%. Морфология мартенсита пакетная, но более дисперсная, с шириной реек ~ 1 мкм и высотой ~ 100 нм. Заметные структурные изменения отмечены после прокатки с обжатием 63% (состояние 5, рис. 2, д, е). Степень неравноосности аустенитных зерен достигает 4.5. Пакетный мартенсит измельчен сильнее. Средняя ширина реек менее 1 мкм, а высота ~ 55 нм. Объемная доля мартенсита остается на уровне ~ 20%. Структурные изменения, вызванные «теплой» прокаткой, сопровождались изменениями микротвердости аустенитной фазы (табл. 2). По сравнению с аустенизированным состоянием 1 после прокатки с обжатием 63% микротвердость увеличилась в 2.3 раза. Еще более значительны изменения формы и параметров деформационной кривой, показанные на рис. 3. Так, после прокатки с максимальным обжатием предел текучести 0.2 увеличился в 4.2 раза, при этом рост временного сопротивления разрушению В составил только 17% (табл. 2). Заключение Полученные результаты показывают, что «теплая» прокатка аустенизированной трип-стали 23Х15Н5АМ3-Ш не меняет существенным образом соотношение основных фаз. Содержание деформационного мартенсита возрастает с 4 до 20%. Структура аустенитной фазы переходит от полиэдрической равноосной к анизотропной со степенью неравноосности более четырех, при сохранении среднего размера зерна. При этом механические характеристики изменились существенно: микротвердость возросла более чем в 2 раза, а предел текучести - более чем в 4 раза. После прокатки с максимальным обжатием 0.2 ≈ 0.6 В. Так как в трип-сталях предел текучести контролируется напряжением начала деформационно-индуцированного γ→α-превращения [12, 13], то полученные результаты свидетельствуют о существенном повышении стабильности остаточного аустенита. Однако стабильность аустенита все же не достаточна, чтобы обеспечить полноценный трип-эффект, и поэтому различие между пределом текучести и временным сопротивлением остается слишком большим. Чтобы преодолеть этот недостаток, необходимо увеличить температуру прокатки до 700-750 К и степень обжатия - до 75-80%.

Скачать электронную версию публикации