Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

101

Таблица 3.17

Влияние Cr и Ni в сталях на основе 06Г20

на коэффициенты упрочнения при деформации

Сталь

K , МПа/%

06Г20 50,0 25,0

06Г20Х2 49,0 24,5

06Г20Х6 48,0 24,0

06Г20Х12 47,0 24,0

04Г20Н6 40,5 21,6

04Г20Н10 25,0 20,7

Рис. 3.43. Кривые истинных напряжений при растяжении сталей, легированных хромом и никелем:

1 - 06Г20; 2 - 06Г20Х2; 3 - 04Г20Х6; 4 - 04Г20Х12; 5 - 04Г20Н6; 6 - 04Г20Н10

Из этих данных следует, что наиболее интенсивное упрочнение всех сталей наблюдается при

деформации до 4 %. Дальнейшее увеличение степени деформации приводит к уменьшению

интенсивности упрочнения. Наибольший начальный

K у стали 06Г20, в которой при малых

деформациях наиболее интенсивно протекает γ → ε превращение. Легирование хромом приводит к

небольшому снижению коэффициента упрочнения

K . В то же время повышение концентрации хрома

вызывает значительную стабилизацию аустенита по отношению к γ → ε превращению. Недостаточная

интенсивность образования ε-фазы при деформации в сталях с высоким содержанием хрома

компенсируется упрочняющим действием его на аустенит и ε-фазу. На коэффициент упрочнения

K хром влияет мало. Введение в сталь 06Г20 никеля приводит к снижению коэффициентов упрочнения

K и

K , что обусловлено сильной стабилизацией аустенита по отношению к деформационным

мартенситным превращениям и уменьшением под влиянием никеля способности к упрочнению самого

аустенита вследствие повышения ЭДУ. Механические свойства сталей приведены в табл. 3.18.

200

400

600

800

1000

∆

l/l

, %

МПа

102

Таблица 3.18

Механические свойства сталей на основе 06Г20, легированной Cr и Ni

Сталь

0,2

, МПа σ

, МПа δ, % ψ, %

KCU, МДж/см

06Г20 400 710 10 22 1,12

06Г20Х2 370 800 19 32 1,55

04Г20Х6 340 780 24 34 1,89

04Г20Х12 300 810 42 64 2,12

06Г20Н2 330 780 25 32 2,50

04Г20Н6 220 620 54 70

> 3,35

04Г20Н10 160 560 60 73

> 3,50

Из приведенных данных следует, что хром снижает предел текучести, повышает временное

сопротивление, пластичность и ударную вязкость. Наибольшей пластичностью и ударной вязкостью

обладает сталь 04Г20Х12. Никель значительно сильнее, чем хром, снижает предел текучести и повышает

пластичность и ударную вязкость стали. При концентрации никеля свыше 2 %

наблюдается снижение

временного сопротивления. Изменение механических свойств 06Г20 при легировании хромом и никелем

определяется их влиянием на способность самого твердого раствора к упрочнению и на интенсивность

протекания фазовых превращений. Исследованные стали обладают довольно низким пределом

текучести. Повысить его можно предварительной ХПД. Наиболее сильно предел текучести возрастает

после нее у стали 06Г20 (рис. 3.44). Однако даже при небольших деформациях (∼ 4 %) пластичность

стали значительно снижается, что связано с интенсивным образованием ε-фазы. По мере увеличения

концентрации хрома и никеля в 06Г20 в связи с повышением стабильности аустенита одно и то же

значение предела текучести может быть достигнуто при увеличении степени ХПД. Для сталей 06Г20Х2,

04Г20Х6, 06Г20Н2 применять деформацию свыше 8-10 % нецелесообразно, т.к. пластичность

значительно снижается. Для 04Г20Х12, 04Г20Н6, 04Г20Н10 степень предварительной ХПД может

составлять 12-14 %. При ее увеличении выше указанных пределов во всех сталях, за исключением

04Г20H6 и 04Г20Н10, кроме снижения пластичности наблюдается рост магнитного насыщения. В

04Г20Н6 и 04Г20Н10 обнаружить магнитную фазу даже после 28 % обжатия не удается.

Рис. 3.44. Влияние предварительной ХПД на механические и магнитные свойства сталей

Fe + 20 % Мn: а - легированных хромом: 1, 1′, 1″ - 06Г20; 2, 2′, 2″ - 06Г20Х2; 3, 3′, 3″ - 04Г20Х6;

4, 4′, 4″ - 04Г20Х12; б - легированных никелем: 1, 1′, 1″ - 06Г20Н2; 2, 2′, 2″ - 04Г20Н6;

3, 3′, 3″ - 04Г20Н10; 1, 2, 3, 4 – предел текучести; 1′, 2′, 3′, 4′ – относительное удлинение;

1″, 2″, 3″, 4″ – магнитное насыщение.

103

Полученные данные показывают полезность применения ХПД сталей на основе 06Г20,

легированных хромом и никелем, для повышения их механических свойств. При этом степень

деформации должна выбираться дифференцированно с учетом исходного фазового состава,

интенсивности протекания мартенситных превращений и способности к наклепу самого аустенита.

3.3.2. Деформация при повышенных температурах,

не превышающих начало ε → γ превращения при нагреве

В данном разделе рассмотрены результаты исследования влияния деформации при температурах,

расположенных выше комнатной, но не превышающих начала ε → γ превращения при нагреве )(

γε →

А ,

на фазовый состав, мартенситные превращения при деформации и механические свойства сталей 06Г14,

06Г16, 06Г20, 07Г24. Пластическую деформацию осуществляли прокаткой со степенями от 5 до 30 % в

интервале температур 20-200

С. Чтобы исключить значительный разогрев образцов при прокатке,

частные обжатия не превышали 10 %. Фазовый состав определялся рентгеновским методом.

Проводились металлографические исследования. На рис. 3.45 показано изменение фазового состава в

исследованных сталях после деформации при повышенных температурах (съемка проводилась в

плоскости прокатки).

Рис. 3.45. Изменение фазового состава Fe-Mn cталей при пластической деформации:

а – 07Г22, деформированная при температурах: 1 – 20

С; 2 – 100

С; 3 – 130

С; 4 – 150

С;

б – деформация при 130

С: 5 – 06Г16; 6 – 06Г20; 7 – 07Г22; 8 – 07Г24

104

Обнаружено, что при определенной для каждой стали температуре увеличение количества α″-фазы и

уменьшение доли ε- сопровождается не уменьшением, как обычно, а увеличением количества γ-фазы

[166]. Чем больше в стали марганца, тем при более низких температурах это обнаруживается. Так в

06Г14 увеличение количества γ-фазы имеет место в случае деформации при 200

С, а в 06Г16, 06Г20,

07Г24 - при 150, 130 и 100

С соответственно. При рентгеновской съемке в плоскости, перпендикулярной

плоскости прокатки, обнаруживается, что в стали 06Г20 при 150

С, а в 07Г24 при 130

С деформация с

увеличением ее степени приводит к уменьшению количества ε–мартенсита и одновременному

увеличению содержания в структуре аустенита. При этом α″ не образуется [104]. Можно заключить, что

в тех случаях, когда в результате деформации уменьшение количества ε-фазы сопровождается

возрастанием доли аустенита, а γ → α″ превращение получает слабое развитие, происходит ε → γ

переход [166]. При этом температура начала его под влиянием деформации

(

)

γε →

А понижается по

сравнению с той, которая характерна для недеформированной стали

(

)

γε →

А . При условии, что

температура

(

)

αγ

′′

→

М находится выше

γε →

A переход ε–фазы в γ- при деформации в интервале этих

температур должен сопровождаться образованием α-мартенсита, т.к. наряду с ε → γ протекает γ → α″

превращение. В этом случае уменьшение количества ε-фазы при увеличении доли α″- может быть не

связано с ε → α″ переходом, как это обычно принято считать. Превращение ε → γ часто обусловлено

также и тем, что в процессе деформации при больших степенях происходит существенное повышение

температуры [167]. Из-за неравномерности напряжений и температур в различных объемах металла при

деформации одновременно или последовательно реализуются различные превращения: γ → ε, γ → α″,

ε → γ, α″ → γ. В отдельных случаях могут протекать лишь некоторые из них. Эти превращения должны

оказывать влияние одно на другое. Поскольку образование ε-фазы сопровождается уменьшением объема

и предшествует появлению α″-фазы, последняя может образовываться из аустенита, примыкающего к

пластинам ε-фазы, т.к. в этих участках возникают растягивающие напряжения, облегчающие γ → α″

переход. В свою очередь, образование кристаллов α″ и сопровождающее его тепловыделение должно

облегчать ε → γ превращение. Однако не исключено, что в том случае, когда объем мартенситного

γ → α″ превращения незначителен и соответственно мал разогрев микрообъемов металла, возникающие

сжимающие напряжения могут способствовать образованию ε–фазы. Большую роль в γ ↔ ε

превращениях при деформации должны играть дефекты упаковки. Обычно их учитывают только при

образовании ε–фазы. Не меньшее значение должны иметь дефекты упаковки (ДУ ГЦК) в ε–фазе при ее

переходе в аустенит [104, 166]. Увеличение их плотности до определенного предела приводит к переходу

ε-фазы в γ- [168, 169]. На это оказывает влияние повышение концентрации марганца, температуры и

степени деформации. В обобщенном виде схема может быть представлена следующим образом:

γ → ДУ

ГПУ

→ ε → ДУ

ГЦК

→ γ

→ α″. Поскольку γ-фаза, возникающая из ε-, отличается от исходного

аустенита, она обозначена γ

. В свою очередь, γ

может превращаться в α″, если температура ее

образования ниже

αγ

′′

→

М . Превращение ε → α″ можно рассматривать не обязательно как

непосредственное, а в том смысле, что ε–фаза превращается при деформации в γ, из которой в

определенных условиях образуется α″. При температурах, при которых деформация не вызывает переход

ε–фазы в γ, а приводит лишь к образованию ε- и α″–фаз, превращения могут протекать согласно работе

[20] не зависимо друг от друга.

Металлографические исследования сталей, подвергнутых деформации при температурах, при

которых обнаруживается увеличение количества γ–фазы, сопровождающее уменьшение доли ε–фазы,

показывают, что в ней возникают пластины линзовидной формы (рис. 3.46 а, б). С увеличением степени

деформации размер пластин в ε–фазе возрастает, и она оказывается раздробленной [104, 168]. При этом

пластины теряют линзовидную форму и сливаются с основным аустенитным полем.

Электронномикроскопические исследования образцов стали 06Г16, деформированных при температурах

130–200

С, свидетельствуют о формировании в аустените и ε–фазе ячеистой субструктуры (рис. 3.46, в).

Расшифровка электроннограмм, снятых с линзовидных участков в ε–фазе, помимо ее рефлексов

обнаруживает также рефлексы аустенита. Это подтверждает протекание ε → γ перехода при деформации.

Присутствие ε–фазы в линзовидных участках может быть следствием частичного протекания при

охлаждении γ → ε превращения.

105

а б в

Рис. 3.46. Микроструктура стали 06Г16 после деформации при повышенных температурах:

а – 130

С, ε

= 10 %; б – 150

С, ε

= 12 %; х 1350; в – 150

С, ε

= 12 %; х 15600

На основании полученных данных в работах [104, 110, 166] впервые был сделан вывод о том, что при

деформации Fе-Мn сталей могут образовываться не только ε– и α–мартенситы, как это обычно принято

считать, но в ряде случаев и γ– фаза. Это подтверждено позднее другими исследователями [111].

Испытания образцов стали 07Г22 на растяжение показывают, что в интервале температур, где при

деформации протекает ε → γ превращение, наблюдается значительное уменьшение предела текучести и

увеличение относительного удлинения, чем при более высоких температурах (рис. 3.47) [104, 168]. Это

объясняется тем, что уже при малых напряжениях пластическая деформация осуществляется путем ε → γ

превращения, что обусловливает протекание релаксационных процессов. Последнее подтверждается тем,

что при повышении температуры испытаний, когда ε → γ превращение завершается, пластические

характеристики снижаются. Только при дальнейшем повышении температуры, когда сопротивление

пластической деформации существенно снижается, вновь наблюдается возрастание относительного

удлинения. Полученные данные согласуются с результатами работы [170].

Была изучена возможность использования γ ↔ ε переходов, осуществляемых в процессе

пластической деформации, для повышения механических свойств Fе-Мn сталей [168]. Наилучшие

результаты получены в том случае, когда вначале деформацией при температурах ниже

γε→

А , но выше

γε →

А (в этом интервале обнаружен эффект повышенной пластичности) ε–фаза переводится в аустенит,

а затем деформацией при более низких температурах упрочняется аустенит и вызывается образование

некоторого количества ε– и α″–фаз (< 40 %). Основное развитие γ ↔ ε и γ→α″ превращения должны

получить в процессе испытания механических свойств [168, 171]. Так после обработки стали 06Г16,

состоящей из пластической деформации с обжатием 40 % при температурах 190–200

С и последующей

деформации при комнатной температуре на 20 %, получено хорошее сочетание механических свойств:

0,2

= 900–950 МПа, σ

= 1220–1250 МПа, δ = 20–22 %, ψ = 32–35 %, КСU = 0,8-1,1 МДж/м

. Полученные

данные показывают, что обратное ε → γ превращение можно эффективно использовать как в процессе

формоизменения, так и упрочняющих обработок.

106

Рис. 3.47. Изменение механических свойств стали 07Г22

при повышении температуры испытаний: 1 – σ

; 2 – σ

0,2

; 3 – δ; 4 – ψ

3.3.3. Деформация при температурах, превышающих интервал ε → γ превращения

Литературные данные по влиянию пластической деформации при температурах, превышающих

интервал ε → γ превращения, на фазовый состав и свойства Fе-Мn сталей немногочисленны. Они

относятся к сталям типа 06Г20 [111]. Не изучалось влияние деформации на развитие γ → ε и γ → α″

превращений, протекающих при последующем нагружении в связи с механическими свойствами. Для

исследований были выбраны стали с содержанием марганца от 10 до 24 %, а также на основе Fе–

20 % Мn, легированные хромом (6, 12 %). Предварительная деформация проводилась прокаткой с

суммарным обжатием 20, 50, 80 % при температурах 200–800

С. После деформации в интервале 200–

600

С наблюдается стабилизация аустенита по отношению к образованию ε–фазы при охлаждении. Она

проявляется тем сильнее, чем выше степень деформации (рис. 3.48). Количество α–мартенсита

изменяется неоднозначно в зависимости от температуры деформирования. Деформация при

температурах более низких, чем

αγ

′′

→

М , вызывает увеличение количества α″. В сталях 06Г10, 06Г14,

06Г20 это превращение наблюдается в случае деформирования при 400, 300 и 200

С соответственно.

200

400

600

800

1000

100

200

300

400

0,2

МПа

100

200

300

400

δ, ψ,

107

В интервале температур

γε →

A –

αγ

′′

→

М деформация вызывает γ → α″ превращение в отсутствие

образования ε–фазы. Это важно подчеркнуть, т.к. общепринятым является представление о том, что в

исследованных сталях α″–фаза при деформации образуется из γ– через промежуточную ε–фазу.

Возможность непосредственного γ → α″ превращения при повышенных температурах объясняется

существенным повышением энергии дефектов упаковки, что делает энергетически невыгодным

расщепление дислокаций на полудислокации и соответственно образование ε–фазы. Чем более

легирована сталь марганцем, а также другими элементами, тем при более низких температурах

деформации можно наблюдать γ → α″ превращение в отсутствие ε–фазы [172]. В сталях

преимущественно со структурой α-мартенсита охлаждения (α′), например 06Г10, при деформации в

области температур, лежащих ниже

γα →

′

А , но выше

γα →

′

А , обнаруживается переход α′-фазы в γ. Чем

выше степень деформации, тем в большей мере реализуется α′ → γ превращение (рис. 3.49).

Рис. 3.48. Влияние температуры деформации на изменение фазового состава Fе-Мn сталей:

а – 06Г14; б – 06Г16; в – 07Г22; 1 – обжатие 20 %; 2 – обжатие 80 %

108

Pис. 3.49. Влияние степени предварительной деформации при температуре 600

на фазовый состав стали 06Г10: 1 - ε; 2 - α′; 3 - γ

Деформация при повышенных температурах изменяет стабильность аустенита по отношению к

мартенситообразованию при последующем нагружении в условиях комнатной температуры. В сталях с

преимущественно мартенситной (α′) структурой стабильность аустенита повышается, если в результате

предварительной деформации (ниже

αγ

′′

→

М ) образовалось много α″ (≥ 60 %). В том случае, когда

деформация, проводимая выше

αγ

′′

→

М , уменьшает количество α-мартенсита охлаждения (06Г10),

наблюдается как интенсификация мартенситного превращения (обжатие 50 % при 600

С), так и

снижение его активности (обжатие 80 % при 600

С) (рис. 3.50) [173]. В первом случае наблюдается

менее интенсивное уменьшение количества ε–фазы, чем после закалки, а во втором - обнаруживается,

что при испытательной деформации идет увеличение количества ε–фазы, а не ее уменьшение, как в

предыдущих случаях. В двухфазных (ε + γ) сталях (например 06Г20) после деформирования растяжением

при 400

С с увеличением степени предварительной деформации происходит снижение интенсивности

образования ε–фазы при последующем нагружении. На развитие γ → α″ превращения предварительная

деформация при 400

С влияет неоднозначно. Небольшие ее степени (10-20 %) активизируют γ → α″

превращение при испытательной деформации, а повышенные обжатия (30 %) стабилизируют аустенит

[109]. Неоднозначное влияние предварительной теплой деформации обусловлено действием

конкурирующих факторов. С одной стороны, деформация при повышенных температурах вызывает

увеличение плотности дислокаций, появление ячеистой субструктуры, закрепление дислокаций

сегрегациями примесных атомов, что стабилизирует аустенит. С другой стороны, под влиянием

деформации возникают дополнительные зародыши, которые могут интенсифицировать мартенситное

превращение. От того, какой из указанных факторов окажет превалирующее влияние после конкретной

обработки, зависит результат. Деформация при повышенных температурах оказывает существенное

влияние на изменение механических свойств Fe-Мn сталей.

В стали 06Г10 после деформации при 600

С с различными степенями обжатия временное

сопротивление и предел текучести изменяются по кривой с минимумом, соответствующим 20 %

деформации (рис. 3.51). В том случае, когда предварительная обработка при повышенных температурах

приводит к уменьшению количества мартенситных фаз в структуре, а наклеп аустенита недостаточен,

происходит снижение прочностных свойств по сравнению с их уровнем в закаленной стали [173].

Увеличение степени теплой деформации при 600

С с 20 до 80 % уже позволяет превзойти уровень

прочностных свойств, получаемый после закалки. Последнее обусловлено высокой плотностью

дислокаций в аустените и α′–мартенсите, что компенсирует снижение количества последнего. Важно

подчеркнуть, что при этом повышается пластичность стали по сравнению с закаленным состоянием. Это

связано с постепенным развитием мартенситных превращений в упрочненном аустените, что

обеспечивает протекание релаксационных процессов.

, %

, γ

ε, %

109

Рис. 3.50. Влияние степени предварительной деформации при повышенных температурах

на развитие мартенситных превращений при нагружении в стали 06Г10: 1 –20 % при 400

С;

2 – без предварительной деформации; 3 – 50 % при 600

С; 4 – 80 % при 600

Следует подчеркнуть, что если предварительная деформация стали проводится ниже

αγ

′′

→

М , когда

полностью исчерпывается мартенситообразование в процессе самой обработки, то не возможно получить

повышенную пластичность, поскольку в процессе испытания механических свойств не реализуются

мартенситные превращения, являющиеся важным механизмом деформации в условиях, когда затруднено

перемещение дислокаций.

В стали 06Г14 со структурой α′ + ε + γ обнаруживаются те же закономерности в изменении

механических свойств под влиянием предварительной деформации при повышенных температурах, что и

в 06Г10. В сталях с двухфазной (γ + ε) структурой ТМО вызывает повышение прочностных свойстве с

увеличением степени предварительной деформации и снижением температуры [109]. С целью получения

зависимости, описывающей влияние марганца и режимов деформирования на уровень механических

свойств, был использован полный факторный эксперимент типа 2

[162, 173].

110

Рис. 3.51. Влияние степени предварительной деформации при 600

С на механические свойства

стали 06Г10: 1 – временное сопротивление; 2 – предел текучести; 3 – относительное сужение;

4 – относительное удлинение

В качестве независимых переменных взяты: температура деформации (

x ), степень деформации

(

x ) и содержание марганца (

x ), а поверхности отклика - значения временного сопротивления

(

)

За основной уровень были приняты: содержание марганца 22 %, температура деформации 200

С и

степень обжатия 50 %. Интервалы варьирования составляли соответственно: 2 %, 200

С и 20 %. Было

проведено по три опыта на каждую точку. По результатам эксперимента определялись однородность

ряда дисперсий, ошибка опыта и доверительные интервалы коэффициентов регрессии. Рассматриваемая

зависимость представлена уравнением (3.7) [162]:

32321

1,28,51,114,131040 ххххх

−

(3.7)

На основании анализа можно заключить следующее. Чем выше температура деформации и

содержание марганца в стали, тем меньшие значения предела прочности могут быть получены при одной

и той же степени предварительной ТПД. Увеличение ее степени вызывает повышение предела

прочности. Относительное удлинение от степени предварительной деформации изменяется

неоднозначно. Особенно четко это проявляется в сталях 06Г20, 07Г22, в структуре которых в исходном

(после закалки) состоянии много ε–фазы (∼ 50 %). В работе [109] изучена сталь 06Г20, в которой после

предварительной ТПД при последующем нагружении наибольшую долю занимает γ → ε превращение.

Предварительную деформацию закаленных с температуры 1150°

С образцов осуществляли растяжением

при 400°

С со степенями 10, 20 и 30 %. Окончательную деформацию 5, 10, 20 и 30 % выполняли

растяжением при комнатной температуре. Образцы изготавливали с таким расчетом, чтобы после

деформации на заданную величину они имели ∅ 6 мм. Сталь 06Г20 имеет после закалки двухфазную

γ + ε структуру. Количество ε-фазы составляет 55 %. Предварительная пластическая деформация при

400°

С со степенями больше 10 % стабилизирует аустенит по отношению к γ → ε превращению при

охлаждении. Это проявляется тем сильнее, чем больше степень наклепа аустенита. Мартенсит (α′, α″) в

стали 06Г20 после закалки и предварительной деформации при 400°

С не обнаруживается. Увеличение

степени предварительной деформации уменьшает интенсивность образования ε-фазы в процессе

нагружения при комнатной температуре. Деформация при 400°

С до 20 % активизирует γ → α″

превращение при последующем нагружении, а более сильный предварительный наклеп препятствует его

развитию (рис. 3.52).

С увеличением степени предварительной деформации при 400

С предел прочности стали 06Г20

возрастает. Относительное удлинение достигает максимальной величины после предварительной

400

800

1200

1600

, %

0,2

МПа

δ, ψ,