Особенности строения и свойств аустенитных сталей и сплавов после высокотемпературной термомеханической обработки по различным режимам

Серия экспериментов была проведена на аустенитной хромомарганцевоникелевой стали 60Х4Г8Н8В стандартного состава. Принятая для исследования сталь после закалки с 1100—1150 °C имеет чисто аустенитную структуру и при этом обладает высокой ударной вязкостью — 30—40 кгм/см2. При старении в интервале 600—800 °C в этой стали выделяется карбидная фаза, что вызывает падение ударной вязкости до 3—5 кгм/см2.

Развитие хрупкости в этом случае сопровождается межкристаллическим разрушением. Установлено, что пластическая деформация данной стали прокаткой при 900—1000 °C в условиях исключения рекристаллизации наклепанного аустенита приводит к ослаблению хрупкости, развивающейся после старения в указанном интервале температур. В связи с этим интересно было также сопоставить указанное выше влияние пластической деформации при ВТМО на ударную вязкость с действием ее на скорость ползучести при высоких температурах, т. е. на свойства жаропрочности.

Опыты проводились на установке типа ИМАШ-5М. Материал подготовляли к исследованию в следующей последовательности. Заготовки нагревали до 1200°, выдерживали при этом 1 час, а затем подвергали ВТМО путем прокатки на лабораторном ручьевом стане с обжатием в 25% при 1000 и 1100°С. Чтобы подавить процесс рекристаллизации наклепанного аустенита, заготовки после прокатки охлаждали в воде, причем интервал между окончанием прокатки и перемещением в зону охлаждения составлял около 0,3 сек.

Для сопоставления с результатами действия пластической деформации при ВТМО производилась закалка отдельных заготовок в воде с указанной выше температуры, равной 1200 °С; из этих заготовок выполнялись «контрольные» образцы.

Закаленные деформированные и недеформированные заготовки подвергали старению при 750 °C в течение четырех часов, после чего из них изготовляли образцы для испытания на установке ИМАШ-5М. На одной из плоских поверхностей образца приготовляли металлографический шлиф и химическим травлением (8%-ный раствор пикриновой кислоты в спирте с добавкой 4% соляной кислоты) выявляли его структуру.

При последующем нагреве до 900—1000 °C в вакууме выявленная травлением структура сохранялась в течение длительного времени, что позволяло наблюдать за ее изменением в процессе пластической деформации. Для измерения деформации во время испытания на шлиф наносили два ряда отпечатков перпендикулярно оси образца на расстоянии 6 мм один от другого. Расстояние между указанными рядами отпечатков измеряли при помощи специального отсчетного устройства с точностью ± 1 мк.

Несколько отпечатков алмазной пирамиды наносили также вдоль оси образца. Все последовательные изменения структуры регистрировали съемкой одного и того же участка шлифа.

Из приведенных на рис. 226 микрофотографий видно, что если для обычно закаленных (рис. 226, в) сплавов характерна относительно равноосная структура аустенитных зерен, обладающих ровными границами, то после ВТМО при 1000 °C наблюдается сильное искажение границ зерен, а также некоторая вытянутость зерен в направлении прокатки (рис. 226,а и б). Проведение ВТМО по указанному режиму при 1100° не исключило частичного развития рекристаллизации и наряду с деформированными зернами в структуре присутствовали новые мелкие рекристаллизованные зерна, располагающиеся преимущественно по границам первичных зерен (структура такого вида показана на рис. 227). Данный режим обработки был применен с целью установления влияния развития рекристаллизации после высокотемпературной термомеханической обработки на жаропрочность. Такое исследование было интересно тем, что влияние ВТМО на рост ударной вязкости оказывалось эффективным только при подавлении рекристаллизации; эффект ВТМО ослаблялся и полностью исчезал по мере развития рекристаллизации.

Образцы с рассмотренными выше структурами трех типов подвергались растяжению на установке ИМАШ-5М при 900 °C и начальном напряжении 5 кг/мм2.

На рис. 228 приведена зависимость удлинения образца (на базе 6 мм) от продолжительности испытания. Видно существенное различие в поведении образцов с разной исходной структурой; скорость ползучести образцов со структурой, полученной после нагрева на 1200 °C и ВТМО при 1000 °C (кривая 2), резко уменьшается по сравнению с закалкой с 1200 °C (кривая 1). Так, после выдержки в течение одного часа образец с предварительно деформированной структурой при ВТМО обнаружил удлинение, рассчитанное на базе 6 мм, равное только 2,5% по сравнению с 11,5% для обычно закаленного образца, т. е. меньше в 4,6 раза. Кроме того, подвергнутый ВТМО при 1000 °C образец оказался способным выдерживать прилагаемую нагрузку более длительное время: он разрушился после испытания в течение 2 час. 15 мин., тогда как разрыв закаленного с 1200 °C образца наступил через 1 час. 15 мин.

Одним из важнейших критериев, позволяющих судить об эксплуатационных свойствах материалов, предназначенных для работы в условиях высокотемпературного нагрева, является время, в течение которого образец деформируется на заданную величину. С этой точки зрения ВТМО дает исключительно высокие результаты. Например, деформация образца, подвергнутого ВТМО при 1000 °С, на 4%, достигается при T = 900 °C и Свач = 5 kb/мм2 через 90 мин., а контрольный образец деформируется на такую же величину уже через 17 мин., т. е. продолжительность службы возрастает на — 530%.

На рис. 229 и 230 приведены две серии микрофотографий, снятых во время опытов на установке ИМАШ-5М с зон наблюдения за кинетикой развития деформации и разрушения образцов стали 60Х4Г8Н8В: подвергнутого ВТМО с 1000°С (рис. 229) и прошедшего ВТМО с 1100 °C (рис. 230).

Помещенная на рис. 229, а микрофотография представляет исходную поверхность образца, подвергнутого ВТМО при 1000 °C в условиях, исключающих развитие рекристаллизации. Стрелками показано направление действия растягивающих напряжений. Снимки, представленные на рис. 229, б—е, сделаны при температуре образца 900 °C и о = 5 кг/мм2 через 15 и 30 мин., 1 час 30 мин. и 2 часа 15 мин. соответственно. Вертикальные параллельные пунктирные линии, проходящие через микрофотографии, позволяют проследить перемещение левого крайнего отпечатка в процессе опыта.

Кривая 3 на рис. 228 иллюстрирует высокую скорость ползучести образца, подвергнутого ВТМО по «нерациональному» режиму. Действительно, после выдержки в условиях испытания в течение 1 часа пластическая деформация данного образца составила 14% (кривая 3) по сравнению с 2,5% для образца, прошедшего ВТМО при 1000 оС (кривая 2); даже контрольный образец, закаленный с 1200 °C (кривая 1), обнаружил большее сопротивление деформированию. Во время испытаний было установлено, что трещины разрушения зарождаются и развиваются не на видимых границах аустенитных зерен, а по зонам рекристаллизации. Соответствующая серия микрофотографий приведена на рис. 230.

На рис. 230, а показана микроструктура образца до начала испытания, а стрелками обозначено направление действия растягивающих напряжений (онач = 5 кг/мм2) во время опыта при 900 °С. Уже через 5 мин. после начала испытания (рис. 230, б) начинается развитие рекристаллизации, в частности в участках, обозначенных стрелками. На рис. 230, в—е даны микрофотографии, снятые через 15, 30, 60 и 90 мин. соответственно.

Диффузионные процессы, протекающие при рекристаллизации, способствуют развитию пластической деформации и зарождению очагов разрушения.

Сопоставление серий микрофотографий, помещенных на рис. 229 и 230, показывает, что при ВТМО с 1000 °C разрушение начинается на границах зерен, а при нерациональном режиме ВТМО (рис. 230) трещины образуются в зонах рекристаллизации. Следует отметить, что деформация и разрушение контрольных образцов (закалка с 1200 °C и старение) начинаются неизменно с образования трещины по границам. Однако в последнем случае эти трещины появляются в несколько раз быстрее, чем после ВТМО.

Таким образом, при данном химическом составе стали 60Х4Г8Н8В изменение ее структурного состояния, в частности внутреннего строения зерен под влиянием ВТМО (например, образование субструктуры в зернах, см. рис. 225, а), происходящее в результате предварительной пластической деформации в определенных температурно-временных условиях, исключающих развитие рекристаллизации, приводит к повышению свойств прочности при высоких температурах. Уменьшение скорости ползучести при этом связано с торможением пластической деформации по границам аустенитных зерен. В наблюдаемом упрочнении сплава несомненно играет роль также изменение структуры всего объема зерна.

Представляют интерес также результаты исследований, проведенных с целью выяснения влияния ВТМО на свойства сложнолегированной аустенитной хромоникелемарганцовистой стареющей стали марки ЭИ481, содержащей 0,36% С; 0,5% Si; 8,0% Mn; 12,2% Cr; 8,5% Ni, 1,53% V; 1,15% Mo; 0,3% Nb. В процессе старения этой стали выделяются сложные карбиды хрома, вольфрама и ванадия.

В данном исследовании ВТМО проводили также при прокатке со скоростью 5,7 м/мин и обжатием 25—30%. Размер заготовок: 11,5х11,5 мм2 и длина 70 мм. Температура нагрева под прокатку составляла 1180—1200°; прокатку вели при 1100—1000 °C с подстуживанием от температуры исходного нагрева до этой температуры со скоростью около 1,5—2°С/мин. После завершения прокатки заготовки немедленно охлаждали в воде для закалки и предотвращения развития рекристаллизации.

Вместе с заготовками, предназначенными для ВТМО, нагрев и закалку после подстуживания до указанных выше температур проходили заготовки для изготовления контрольных образцов. Все заготовки после ВТМО и обычной закалки подвергали старению на твердость 310—320 HB. После завершения термической обработки из заготовок изготовляли образцы для двух типов испытаний. Образцы для первой серии испытаний имели сечение 3x3 мм2. Их подвергали высокотемпературному растяжению в вакууме на установке ИМАШ-5М при 900 °C и напряжении 9,5 кг/мм2. В процессе испытаний исследовали структуру образцов.

Вторая серия опытов состояла в стандартных испытаниях на длительную прочность при 650 °C и напряжениях 35, 38, 39 и 43 кг/мм2, а также при 700 °C и напряжении 32 кг/мм2. Образцы для этих испытаний имели диаметр рабочей части 5 мм и длину 50 мм.

Наряду с указанными испытаниями проводили исследования микроструктуры образцов — особенности их строения после ВТМО по сравнению с обычной закалкой. При этом изучали распределение деформации по длине образца, определяли долю меж- и внутризеренной пластичности (качественно), а также устанавливали закономерности зарождения и развития трещин в процессе разрушения образцов.

На рис. 231 приведены результаты испытаний образцов хромоникельмарганцовистой стали, прошедших обычную закалку и старение, а также подвергнутых ВТМО и старению на указанную твердость. Из рисунка видно, что ВТМО при 1000 °C обеспечивает в условиях испытания при 650 °C и растяжении под напряжениями 35 кг/мм2 увеличение времени до разрушения почти на 800% (до 2000 час.), что существенно превышает характеристики длительной прочности этой стали в принятых условиях испытания после стандартных режимов термической обработки.

В связи с полученными результатами представлялось интересным изучение длительной прочности при повышенных напряжениях. Результаты испытаний при 650 °C и напряжениях 38, 39 и 43 кг/мм2 также приведены на рис. 231. Данные свидетельствуют о том, что и при повышении напряжений до указанных выше значений ВТМО, проведенная при 1100 °C, обеспечивает повышение длительной прочности; время до разрушения во всех случаях возрастает от 200 до 600% по сравнению с данными, получаемыми после обычной термической обработки.

Аналогичные результаты получены при температуре испытания 700 °C и напряжении 32 кг/мм2, а также при 900 °C и напряжении 9,5 кг/мм2, когда время до разрушения после ВТМО, проведенной при 1100 °C, увеличилось с 30—40 до 100—120 час. и с 1 до 3 час. соответственно.

Во всех рассмотренных случаях заметно возрастает ресурс пластичности.

С целью изучения особенностей поведения материала в процессе деформирования проводились исследования структуры образцов на продольных шлифах в областях, прилегающих к местам разрушения. Они показали, что в образцах, изготовленных из материала, подвергнутого ВТМО, зоны, в которых появляются и развиваются трещины, имеют значительно большую протяженность, чем в образцах, подвергнутых обычной закалке. В последних зарождение и развитие трещин локализуется в очень узкой зоне, и в областях, прилегающих к участкам разрушения, обнаружить это часто бывает затруднительно.

Исследования позволили также установить, что трещина разрушения на образцах, прошедших ВТМО, развивается из отдельных микротрещин, выросших до размеров, исключающих их «стабильность», в результате чего они объединяются в трещину, соизмеримую по длине с протяженностью границы зерна. Из рис. 232, а видно, что устойчивость микротрещин после ВТМО была, по-видимому, велика, так как каждая из них смогла вырасти до значительных размеров. Подобных картин в структуре образцов после обычной закалки не наблюдалось, хотя такой механизм постепенного развития микротрещин может иметь место. На рис. 232, в для сравнения показан вид трещины по границам зерен, возникшей в процессе испытания образца стали ЭИ481 после обычной закалки. На рис. 232, б и г приведены перенесенные «а кальку с микрофотографий контуры трещин по границам зерен, причем прямыми линиями показано (рис. 232, б) направление отдельных локальных микротрещин, возникших на границе возле отдельных «зубчиков».

Рис. 233 иллюстрирует некоторые особенности субструктуры, возникающей в рассматриваемой аустенитной хромоникелемарганцовистой стали ЭИ481 при проведении ВТМО при прокатке (1000°С, скорость 4,5 м/мин, обжатие 30%). На рис. 233, а приведена снятая на электронном микроскопе при увеличении в 10500 раз граница зерен. Видно различное расстояние между следами «тонкого» скольжения: в нижнем зерне эти расстояния составляют около 0,3—0,6 мк, а в верхнем зерне следы скольжения располагаются на расстоянии 0,7—1,2 мк. В зоне сопряжения зерен видна «зубчатость»; в частности «зубец», отмеченный на рис. 233, а стрелкой, имеет высоту около 1,5 мк и ширину 4 мк.

При указанном режиме ВТМО внутри зерен развивается субструктура, хорошо видимая даже в световой микроскоп: помещенная на рис. 233, б микрофотография снята при увеличении в 200 раз; на рис. 233, в при увеличении в 500 раз показан участок, отмеченный стрелками на рис. 233, б. Данные микрофотографии свидетельствуют о сложном внутризеренном строении, возникшем в результате ВТМО в указанном выше режиме.

Таким образом, повышение длительной прочности (увеличение времени до разрушения) в результате ВТМО является следствием замедления развития процессов разрушения по границам зерен и вовлечения в процесс деформирования отдельных объемов зерен. Одной из причин торможения развития трещин по границам зерен во время высокотемпературных испытаний на образцах, подвергнутых ВТМО, как показывают микроструктурные исследования, является особая геометрия границ зерен. Торможение проявляется в том, что возникающие в результате межзеренной пластичности микротрещины в условиях искаженности границ зерен оказываются очень устойчивыми в отношении слияния с соседними трещинами. Это иллюстрируется, например, рис. 232, а, из которого видно, что каждая микротрещина, возникшая в пределах одного элемента ступенчатой формы границы, отделена от аналогичных соседних микротрещин.

Вершины возникающих микротрещин на искаженных ВТМО границах встречают в своем развитии тело зерна, что замедляет образование межзеренных трещин большой протяженности. Благодаря этому время до разрушения образца с такой микроструктурой увеличивается. При таком «упрочнении» границ зерен материала, даже при том же уровне действующих напряжений, может проявляться внутризеренная преимущественно дислокационно-сдвиговая пластичность. Однако этот процесс, связанный с движением дислокаций в материале, прошедшем ВТМО, будет также затруднен по следующим причинам. Пластическая деформация при ВТМО осуществляется при действии сдвигового механизма, т. е. путем зарождения и движения дислокаций. Поэтому состояние сильно пластически деформированного материала, зафиксированное закалкой в условиях подавления процессов рекристаллизации, может характеризоваться значительно повышенной плотностью дислокаций. В процессе старения эти дислокации оказываются закрепленными частицами выпадающей фазы, а также атомами растворенных элементов. Такое состояние материала, созданное с помощью ВТМО, не может не влиять на сопротивление разрушению при высоких температурах. Действительно, среднее критическое напряжение сдвига, вызывающее движение дислокаций, в этом случае будет больше, а при данном уровне напряжений в движение будет приведено меньшее число дислокаций.

Следует отметить, что движение дислокаций в материале, прошедшем ВТМО, может затрудняться вследствие еще одного обстоятельства. В процессе высокотемпературной пластической деформации при ВТМО наблюдается дробление зерен на фрагменты, а также измельчение тонкой кристаллической структуры.

Можно полагать, что дополнительное искажение материала в виде границ фрагментов и блоков субструктуры будет также служить препятствием для движения дислокаций. Тормозящее действие указанных дефектов кристаллической решетки движению дислокаций может, по-видимому, усиливаться явлениями внутренней адсорбции растворенных атомов на этих несовершенствах.

Предложенные механизмы, объясняющие благоприятное действие ВТМО, связанные с особой геометрией границ зерен, большой плотностью закрепленных дислокаций, а также измельчением тонкой кристаллической структуры зерен, имеют большее или меньшее значение в зависимости от режимов испытания (температуры и приложенных напряжений). Все рассмотренные выше особенности структуры материала, прошедшего ВТМО, сказываются на изменении скорости ползучести.