Структурные изменения в стали после BTMO

В общем случае по окончании горячей обработки стали в зависимости от условий деформации, определяемых величинами напряжения, температуры и скорости деформации, а также последеформационных выдержек, тонкая структура металла может быть различной.

Во-первых, она может отвечать состоянию горячего наклепа с неупорядоченным распределением дислокаций, когда при последующей закалке наблюдается повышение прочности при одновременном снижении сопротивления хрупкому разрушению.

Во-вторых, отвечать началу образования субструктуры в результате динамического возврата (участок 2—3), когда происходит смягчение (падение прочности) и повышается пластичность, вязкость, а также сопротивление хрупкому разрушению, хотя иногда может частично сохраняться состояние горячего наклепа. Для сталей с высокой склонностью к деформационному упрочнению в условиях горячей обработки, смягчение которых на установившейся стадии при больших деформациях может идти по механизму динамической рекристаллизации, формирование субструктуры на стадии динамического возврата может в ряде случаев приводить к наилучшему (из возможных) сочетанию свойств. Для сталей с меньшей склонностью к деформационному упрочнению при горячей обработке оптимальное сочетание свойств, т. е. максимальное повышение сопротивления хрупкому разрушению при высокой прочности, будет не на этой, а на следующей стадии.

В-третьих, на установившейся стадии (участок 3—4) в результате динамической полигонизации образуется совершенная и весьма устойчивая субструктура, природа которой определяет наиболее высокий комплекс механических свойств, когда наряду с упрочнением созданы предпосылки для релаксации напряжений в местах их концентрации, уменьшающей опасность преждевременного хрупкого разрушения; к такому структурному состоянию всегда стремятся при проведении ТМО.

В-четвертых, металл может находиться в состоянии динамической рекристаллизации, определяющем смягчение на участке 3—4 в том случае, если в процессе горячего деформирования было создано состояние сильного горячего наклепа (большие деформации при больших скоростях и пониженных температурах, сплавы, склонные к сильному деформационному упрочнению).

Структура после динамической рекристаллизации не будет определять полное разупрочнение (как, например, после статической рекристаллизации), так как не все избыточные дислокации будут уничтожены при коалесценции субзерен, и к тому же будут введены в динамически рекристаллизованные объемы новые дислокации при продолжающемся горячем деформировании. Это означает, что и после динамической рекристаллизации могут быть получены высокие механические свойства, однако оптимальных значений вряд ли можно ожидать в связи с некоторой неоднородностью тонкого строения в результате динамической рекристаллизации.

Отсюда становится ясным, что назначаемые режимы горячей деформации сплавов при осуществлении, например, контролируемой прокатки, закалки с прокатного нагрева или высокотемпературной TMO (рис. 210) должны определять создание развитой субструктуры в результате динамической полигонизации или в крайнем случае динамического возврата, который можно рассматривать как начальную стадию динамической полигонизации. Именно в этих случаях при закалке после горячей деформации, в частности в процессе BTMO, будет получен устойчивый комплекс свойств высокой прочности и высокого сопротивления хрупкому разрушению.

Устойчивость созданной при динамической полигонизации (возврате) субструктуры определяет ее сохранение не только при «прямой» ВТМО, т. е. при закалке после горячей деформации, но и при последующей после BTMO термической обработке (равно как и наследование комплекса механических свойств.) Известно, что в случае образования при BTMO совершенной субструктуры, созданной при высокотемпературной деформации и оказавшейся устойчивой в этих условиях, рекристаллизация в феррите при нагреве до субкритических температур будет затруднена, и субструктура окажется практически полностью устойчивой при температурах, предшествующих фазовой перекристаллизации. Последняя в случае повторной обработки после BTMO будет идти по сдвиговому механизму упорядоченным путем при сохранении в ряде случаев даже формы и размеров исходных зерен (структурная наследственность). Такой переход определяет сохранение субструктуры в у-области в соответствии с механизмом самого превращения, что показано также и экспериментально. Фиксирование этого состояния при повторной закалке и будет определять сохранение (наследование) механических свойств, полученных при ранее правильно проведенной, с созданием развитой субструктуры, ВТМО.

При этом следует учесть следующие обстоятельства. Общепризнано, что высокий комплекс механических свойств, полученный в результате ВТМО, определяется сохранением субструктуры, созданной в горячедеформированном аустените. Тогда и наследование упрочнения должно быть связано с наследованием субструктуры и структурную наследственность надо понимать в этом прямом смысле, а не только через наследование зерна.

Особые требования к корректировке режимов горячей обработки (прокатки) стали предъявляют в случаях, когда осуществляют переход к TMO в промышленных условиях, сопровождающийся рядом особенностей. Главные требования: понижение (по сравнению с принятыми на практике) температуры нагрева и деформации, применение более низких скоростей деформирования, иное распределение степени деформации, чем то, которое определяется только условиями формообразования при прокатке, в частности некоторое увеличение обжатий в последних проходах, дробность деформации.

При осуществлении ВТМО в производственных условиях в работе совместно с С.Н. Платовой изучали влияние таких параметров, как степень деформации и продолжительность последеформационных выдержек, на особенности строения сталей 40С2Х и 60С2Х, эффект их упрочнения, его устойчивость и на сопротивление распространению трещины.

Было установлено, что горячая деформация с последующей закалкой определяет измельчение выявляемых при травлении объемов в аустените и иной характер их распределения по сравнению с обычной закалкой (после отдельного нагрева без деформации). Для обеих сталей наиболее мелкие (6—9 мкм) и равномерные объемы наблюдались при немедленной закалке после горячей деформации (0,6 с) и в случае последеформационной выдержки в течение 6 с. При обычной обработке размер этих объемов равен 25 мкм. Различен и сам характер кривых распределения (рис. 211).

Если после обычной обработки наблюдается сильно размытый максимум, характерный для значительной разнозернистости, то наличие острого максимума в случае ВТМО — закалки после горячей прокатки — свидетельствует о большой однородности выявляемых при травлении объемов. Увеличение последеформационных выдержек приводит к укрупнению выявляемых при травлении объемов, причем интенсивность этого влияния определяется степенью горячего наклепа (после 60% деформации укрупнение больше, чем после 40%). Во всех случаях выявляемые объемы были равноосными и не было зафиксировано характерное для рекристаллизации образование мелких зерен по границам исходных.

Изучение механических свойств при растяжении в зависимости от продолжительности последеформационных выдержек показало, что оптимальное сочетание прочности и пластичности (рис. 212 и 213) достигается в случае непосредственной закалки после горячей деформации и после последеформационной выдержки в течение 6 с. Важно, что значения пластичности мало изменяются и даже последеформационная выдержка в течение 10 мин (при температуре 930—950°С) приводит к почти трехкратному увеличению относительного сужения по сравнению с обычной термической обработкой. Изучение «наследования» термомеханического упрочнения показало, что те режимы ВТМО, которые приводят к созданию мелких и устойчивых при последеформационных выдержках объемов, определяют и устойчивое сохранение упрочнения при повторной термообработке.

Таким образом можно выявить следующие общие закономерности изменения структуры и механических свойств в сталях 40С2Х и 60С2Х при увеличении последеформационных выдержек (см. рис. 211—213):

1) последеформационная выдержка в течение 10 мин, определяющая в ряде случаев получение равной величины выявляемых при травлении объемов для ВТМО и обычной термической обработки, не приводит к выравниванию свойств;

2) проявляется отчетливое наследование термомеханического упрочнения (большее в случае деформации 40%, чем после ВТМО с деформацией 60%) при повторном цикле термической обработки;

3) укрупнение выявленных при травлении термомеханически упрочненной стали объемов с ростом последеформационной выдержки было весьма малым (отметим, что последеформационные выдержки проводили при температуре 920—930° С, а контрольную закалку при 870°С).

Обсуждая этот последний факт, надо иметь в виду, что такая устойчивость против роста субзерен наблюдается обычно в случае субграниц с малой энергией и не наблюдается в случае возможной миграции большеугловых границ. Даже если происходит сближение размеров, выявляемых при травлении объемов после обычной термической обработки и после длительной последеформационной выдержки при ВТМО, то сохраняется ощутимая разница в свойствах, особенно по пластичности, свидетельствующая о различной природе выявляемых при травлении поверхностей раздела. Наследование оказывается наиболее эффективным тогда, когда после ВТМО выявляемые объемы наиболее мелкие и равномерные. Все это дает основание полагать, что входе горячей деформации в цикле ВТМО создаются устойчивые субзерна, которые медленно растут в процессе последеформационных выдержек.

Обнаруженные эффекты изменения свойств в зависимости от последеформационных выдержек находятся в соответствии с данными структурных исследований.

Определение физического уширения линии (110)а после отпуска при 300—500°С, когда исчезает вклад тетрагональности, обнаруживает плавное и медленное уменьшение в, характеризующей плотность дефектов, вносимых горячей деформацией в цикле ВТМО (рис. 214). Однако даже через 600 с физическое уширение не достигает значений, получаемых при обычной закалке.

В общем случае величина физического уширения интегрально отражает плотность и распределение дислокаций в объеме металла. Если принять, что характер распределения дислокаций в процессе последеформационных выдержек существенно меняется, например в случае развитая рекристаллизации, то при этом должно происходить резкое уменьшение плотности дислокаций и величины физического уширения. Этого не наблюдается, а, наоборот, фиксируется постепенное уменьшение физического уширения, свидетельствующее о том, что при сохранении общего характера распределения дислокаций в объеме с ростом последеформационных выдержек наблюдается плавное уменьшение плотности дислокаций. Это характерно для условий последеформационных выдержек при горячей деформации, когда происходит коалесценция субзерен.

Прямым доказательством того, что при горячей деформации в цикле ВТМО создается устойчивая субструктура, которая затем передается мартенситу при закалке, являются результаты рентгеноструктурного анализа с использованием микропучка. Микропучок диаметром 10 мкм и прицельность съемки при выбранном угле наклона образца к рентгеновскому пучку обеспечивали получение отражения от участка, по величине отвечающего одному — двум зернам (размером 30—25 мкм), из которых, учитывая большеугловую разориентировку, в отражающем положении могло оказаться только одно зерно.

Естественным в этих условиях является получение сплошного рефлекса, размытого из-за текстурованности мартенситного превращения, для случая обычной закалки (рис. 215). После ВТМО отмечается расщепление рефлекса на отдельные рефлексы, что свидетельствует об образовании субзерен, примерный угол разориентировки которых 3—5°, имеющих близкое отражающее положение (111)а. С увеличением продолжительности последеформационной выдержки происходит коалесценция субзерен, являющаяся предварительной стадией рекристаллизации. В связи с ростом субзерен меняется (увеличивается) число рефлексов, которые располагаются в пределах кольца, т.е. при сохранении связи с исходным зерном (рис. 215).

Созданная при ВТМО субструктура и ее изменения при последеформационных выдержках оказывает влияние на такую структурно-чувствительную характеристику, как сопротивление хрупкому разрушению. Приведенные на рис. 216 результаты подтверждают, что сопротивление хрупкому разрушению после ВТМО имеет более высокое значение, чем после обычной термообработки, при тех последеформационных выдержках, которые определяют сохранение созданной при горячей деформации субструктуры. Лишь при увеличении последеформационных выдержек свыше 60 с наблюдается падение Kс, особенно при степени деформации 60%. Однако даже при последеформационной выдержке в течение 600 с полученные после ВТМО значения вязкости разрушения выше, чем после обычной термической обработки.

Положительное влияние горячей деформации в цикле ВТМО на сопротивление высокопрочной стали хрупкому разрушению связано прежде всего с воздействием горячей деформации аустенита на строение мартенсита в связи с созданием развитой субструктуры по механизму полигонизации.

Возникновение зародыша хрупкой трещины связано с созданием опасных пиковых напряжений в нагромождении дислокаций, скопившихся у препятствий. В зависимости от характера препятствия изменяется вероятность образования очага опасного хрупкого разрушения. Так, если препятствие непроницаемо (высокоугловая граница, частица второй фазы с иной решеткой), пиковые напряжения могут релаксировать преимущественно путем образования трещины, на поверхность которой уходят дислокации из скопления. Если препятствие полупроницаемое (мало- и среднеугловые границы, частица, когерентная матрице), то релаксация пиковых напряжений может происходить путем эстафетной передачи деформации в соседние объемы, когда дислокации из скоплений переходят через препятствие в эти объемы. В этом случае опасность возникновения хрупкой трещины уменьшается.

Общая фрагментация структуры (образование мелких субзерен) уменьшает количество дислокаций, приходящих к препятствию и образующих локальные скопления, что также снижает опасность возникновения хрупкого разрушения. Этому способствует тот факт, что развитие пластической деформации менее затруднено при общем диспергировании структурных составляющих.

При горячей деформации стали со структурой аустенита в процессе ВТМО формируется (в случае оптимального сочетания температуры, степени и скорости деформации) развитая субструктура с полигональными мало- и среднеугловыми границами. В формировании субструктуры динамической полигонизации участвуют дислокации высокоугловых границ. Это предопределяет возможность «россыпи» этих границ при развитии динамической полигонизации, чему будет способствовать непрерывно прикладываемое напряжение. Кроме того, низкую устойчивость большеугловых границ и возможность их «россыпи» в динамических условиях (при одновременном приложении напряжений и высоких температур) будет определять формирование текстуры. Особое строение границ в условиях близости ориентировки стыкующихся по ним объемов, т. е. большое число мест совпадения на таких границах, облегчает условия их исчезновения при высокотемпературной миграции под напряжением через весь объем материала. Положения о «россыпи» большеугловых границ в процессе рекристаллизации развивались также в работах Погребного, Гуляева, Жака и других. В сочетании с коалесценцией субзерен, происходящей в процессе последеформационных выдержек, когда на стадии «рекристаллизации на месте» субзерна выходят за пределы исходного зерна, это приводит к тому, что при определенных режимах горячей деформации в цикле ВТМО возможна ситуация, при которой исходные высокоугловые границы практически исчезают, а новые высокоугловые границы (нормально рекристаллизованная структура пока не сформировалась) еще не образовались. Тогда весь объем металла после определенных режимов горячей деформации будет заполнен в основном среднеугловыми границами или «свежими» (без примесей) границами ре-кристаллизованных участков. Устойчивость и достаточное барьерное влияние этой субструктуры, определяю.щее упрочнение в результате ВТМО, обусловлено взаимодействием углерода с созданными дислокационными -построениями. В свою очередь такое взаимодействие приведет к усилению двухфазного распада мартенсита и возникновению тонкого расслоения по углероду.

Будучи полупроницаемыми препятствиями в мартенсите термомеханически упрочненной стали, эти субграницы обусловливают возможность релаксации опасных напряжений путем эстафетной передачи деформации. Уменьшению опасности хрупкого разрушения способствует также малый размер субзерен, меньшая искаженность приграничных объемов, более тонкий мартенсит и высокодисперсные карбиды в стали после ВТМО. Совокупность структурных изменений, происходящих в аустените при горячей деформации, передаваемых в мартенсит при закалке в процессе ВТМО и сохраняющихся при отпуске, и определяет влияние этой обработки на упрочнение при одновременном уменьшении склонности к хрупкому разрушению.

Исходя из сформулированных положений о происходящих структурных изменениях во время горячей деформации, а также непосредственно после ее окончания, можно понять многие ранее трудно объяснимые явления при ВТМО сталей и сплавов.

Условия аустенитизации в общей схеме ВТМО во многом предопределяют структурные изменения в ходе последующей горячей пластической деформации. Это связано со степенью легирования (и однородности) твердого раствора, которая определяет кинетику диффузионных процессов, энергию дефектов упаковки, а также с размером исходного зерна аустенита. Как правило, легирование приводит к снижению энергии дефектов упаковки; так, например, действуют стабилизирующие аустенит элементы марганец и углерод. Показано (Абсон, Ионас), что с увеличением содержания углерода от 0,06 до 0,49% в нелегированных углеродистых сталях растет как высота пика напряжения на кривой деформационного упрочнения (при ковке) в области температур 700—1100°C, так и скорость разупрочнения за пределами пика. С одной стороны, повышение содержания углерода в твердом растворе приводит к большему расщеплению дислокаций, что и вызывает рост пикового напряжения, а с другой стороны, происходит ускорение диффузионных перемещений, атомов углерода в решетке у-железа и снижение энергии активации самодиффузии железа с ростом концентрации углерода, что и объясняет увеличение скорости разупрочняющих процессов.

Карбидообразующие элементы хром, вольфрам, молибден, ванадий и в еще большей степени ниобий (при микролегировании в количестве 0,01—0,02%), растворяясь в аустените, определяют сильное торможение диффузионных процессов, приводящих к разупрочнению в ходе горячей пластической деформации и после нее.

Кроме того, нужно отметить благоприятное влияние микролегирования редкоземельными материалами, а также цирконием и бором, заключающееся в их адсорбции на границах зерен или в местах скоплений дислокаций, что повышает устойчивость созданной при горячей деформации развитой субструктуры. Влияние марганца и никеля на замедление разупрочнения проявляется главным образом в практически безуглеродистых сплавах, когда затрудняется диффузионный обмен атомов. Необходимо учесть, что после растворения специальных карбидов (~ 1000° С) начинается интенсивный рост аустенитного зерна. По данным Грейнджа и Мюлхаусера, с ростом температуры аустенитизации от 930 до 1200° С (с ростом размера исходного зерна аустенита от №7 до №4—5) продолжительность рекристаллизации после деформации стали 51В60 (0,64% С; 0,28% Si; 0,88% Mn; 0,83% Cr; 0,0006% В) при 815° С увеличивается на порядок (рис. 217).

Однако чрезмерное укрупнение исходного зерна аустенита нецелесообразно, Так, Ленерт, исследуя стали типа ХГС с содержанием от 0,2 до 0,7% С, дополнительно легированные молибденом, вольфрамом и ванадием, установил, что высокотемпературная аустенитизация (1050°С), в результате которой получается крупное зерно, значительно снижает деформируемость, наблюдается трещинообразование. При этом следует учитывать, что пластическая деформация стали с крупным зерном определяет более неравномерное распределение введенных дислокаций, возможность образования длинных, «мощных», скоплений дислокаций около границ крупных зерен, способных вызвать миграцию локального участка высокоугловой границы зерна. Тогда становится понятным, что с ростом обжатия тенденция к рекристаллизации в аустените с крупным зерном больше, чем в аустените со средним зерном.

Термомеханическая обработка будет эффективна только в том случае, если после горячей деформации до момента закалки не успевают пройти процессы собирательной рекристаллизации, связанные с интенсивной миграцией высокоугловых границ. Правильный выбор температуры деформации с целью предотвращения собирательной рекристаллизации имеет особое значение при ВТМО.

Чаще всего для сокращения времени пребывания материала при температуре, отвечающей существованию аустенитной области, и для подавления рекристаллизации или роста аустенитного зерна рекомендуют быстрое охлаждение горячедеформированной стали.

Обычные углеродистые стали для получения оптимальных свойств при ВТМО, по-видимому, действительно следует закаливать немедленно после окончания высокотемпературной деформации, так как рекристаллизация в этих сталях при температуре горячего деформирования проходит сравнительно быстро (рис. 218). Отметим, что даже после выдержки в течение 30 с при 940° С, обеспечивающей как будто бы полное прохождение рекристаллизации обработки, прочность после ВТМО превышает прочность, полученную в результате обычной термической обработки.

Структурные изменения в стали типа AISI 1010 (0,10% С; 0,10% Si; 0,72% Mn) и стали типа 20ГБ с микролегированием ниобием (0,20% С; 1,2% Mn 0,10% Ni; 0,02% Nb; 0,04% Cr) в случае последеформационных выдержек после горячего растяжения изучали после выдержки в изотермических условиях (870 и 950° С) на специальной разрывной машине. За критерий прохождения рекристаллизации принимали разность между первичным L1 и вторичным L2 после определенной изотермической выдержки нагружением. Первичное нагружение образца проводили до величины относительного сужения 30% (сталь AISI 1010) и 35% (сталь 20ГБ), вторичное — до разрушения. Кривые разупрочнения представлены на рис. 219 и 220.

Из рисунков видно, что процесс рекристаллизации стали без микролегирования (рис. 219, а) заканчивается через 5 с (870°С), а при легировании стали микродобавками (ванадием и особенно ниобием) начало' рекристаллизации сдвигается в сторону больших выдержек (до 60 и 120 с, см. рис. 219 и 220). Если обратить внимание на экспериментальные точки, приведенные на рис. 220, то можно заметить тенденцию к упрочнению в интервале последеформационных выдержек до 10 с (для стали с ванадием). Подобное явление наблюдали во многих других работах.

При установлении границ начала рекристаллизации в зависимости от условий горячей деформации прокаткой на 70 и 50% сталей 18Х5Н2МВФСБ, 34Х5Н2МВФОБ и 50Х5Н2МВФСБ, в том числе от продолжительности последеформационной паузы, А.П. Бащенко обнаружил высокую устойчивость против развития рекристаллизации в высоколегированной стали. Так, в стали 18Х5Н2МВФСБ после деформации на 70% рекристаллизация при 980° С начинается после 5 с, а при 880° С более чем через 10 мин. Уменьшение степени деформации до 50% при 980° С замедляет начальные стадии рекристаллизации до 120 с. Увеличение содержания углерода при этих же значениях температуры и степени деформации ускоряет начало рекристаллизации при последеформационных выдержках.

Данные о высокой устойчивости аустенита легированной стали против рекристаллизации в процессе последеформационных выдержек при BTMO получены Я.И. Спектором, Н.В. Тихим, Р.И. Энтиным. При этом наиболее существенное влияние оказывает температура деформации и температура последеформационной выдержки. Так, для горячедеформированной стали 45Г17ЮЗ для завершения рекристаллизации при 980° С достаточно нескольких секунд последеформационной выдержки и несколько сотен секунд при 900° С. В стали Х18Н10Т при выдержке в течение нескольких тысяч секунд после деформации при 900° С структурных изменений в горячедеформированном аустените не наблюдали. Только выдержка в течение 5 ч приводит к 50% рекристаллизации. Еще в большей степени торможение рекристаллизации аустенита происходит в стали 11Х18М: даже при 1100°C для развития рекристаллизации до 80% требуется более 1000 с, в то время как для стали Х18Н10Т необходимо 40 с, а для стали 45Г17103 менее 10 с.

Было установлено (Я.И. Спектор, Н.В. Тихий, Р.И. Энтин), что важным фактором, определяющим кинетику разупрочнения (рекристаллизации) горячедеформированного аустенита при последеформационных выдержках, является выделение избыточных дисперсных фаз (карбидов, нитридов, интерметаллидов). Поэтому в сталях, легированных сильными карбидообразующими элементами (Х18Н10Т, 11Х18М), обнаружено резкое торможение всех процессов разупрочнения по сравнению со сталями, не содержащими таких элементов (45Г17103, Х18НИ). Указанное торможение при температурах ниже 1000°C (стали Х18Н10Т и 11Х18М) настолько велико, что при обычно применяемых в процессе промышленной прокатки паузах рекристаллизация не успевает даже начаться. Исследуя влияние дисперсных фаз на торможение разупрочнения при горячей прокатке, интересные результаты получены по влиянию титана: в стали Х18Н10Т начало рекристаллизации при последеформационной выдержке при 900° С замедляется более чем в 30 раз по сравнению со сталью Х18Н10, а при 1000°C в 15 раз.

Горячая деформация способствует образованию частиц избыточных фаз меньшего размера и ускоряет процесс их выделения. Так, длительность выдержки, соответствующей появлению дисперсных фаз в горячедеформированном аустените стали Х18Н10Т, в 30—40 раз меньше, чем в недеформированном.

Выделение избыточных фаз тормозит разупрочнение горячедеформированных сталей при последеформационных выдержках не только на стадии рекристаллизации, но и на стадиях возврата и полигонизации.

Особенностью рекристаллизации горячедеформированного аустенита (как было сказано выше) является повышенная микротвердость рекристаллизованных при последеформационных выдержках зерен по сравнению с микротвердостью отожженного металла. Так, после деформации стали 45Г17ЮЗ при 1000°C и выдержки 5с, что соответствует степени рекристаллизации 20%, микротвердость рекристаллизованных зерен составляет 205 кгс/мм2 по сравнению со 175 кгс/мм2 для отожженной стали (Н.В. Тихий). Даже после завершения рекристаллизации во всем объеме горячедеформированной стали микротвердость выше (190 кгс/мм2), чем в случае обычно отожженной стали 45Г17Ю3.

Особенностями разупрочнения при последеформационных выдержках горячедеформированного аустенита является непрерывное снижение микротвердости нерекристаллизованных и сохранение повышенной микротвердости рекристаллизованных объемов (зерен). Это приводит к тому, что на завершающей стадии развития процессов разупрочнения разница между микротвердостью этих объемов (зерен) отсутствует, что, вероятно, отвечает и общности их структурного состояния.

В работе Я.И. Спектора, Н.В. Тихого, Р.И. Энтина также найдено явление повторной (второй) рекристаллизации. После завершения статической рекристаллизации горячедеформированной стали 45Г17ЮЗ в процессе последеформационных выдержек при 900° С эти зерна вначале как обычно при увеличении выдержки росли (от 30 до 80 мкм), а затем при дальнейшем увеличении выдержки аномально измельчались (до 40 мкм).

Важным экспериментальным фактом явилось обнаружение в рекристаллизованной структуре горячедеформированного аустенита значительной доли зерен, сохранивших ориентировку исходных деформированных зерен. Эти так называемые рекристаллизованные зерна имеют повышенную (по сравнению с отожженным металлом) плотность дислокаций и, как справедливо считают авторы, образовались путем рекристаллизации на месте, являющейся, как известно, последней стадией полигонизации. По-видимому, именно этот механизм определяет вообще рекристаллизацию (и разупрочнение) горячедеформированного аустенита при последеформационных выдержках.

Изучение склонности к рекристаллизации при последеформационных выдержках в процессе BTMO другой высоколегированной стали 23Х12НВМФА (ЭП65) проводилось автором с А.А. Черкасовым на примере изготовления конкретных деталей (колец). Заготовки, деформированные на 70% при 850° С, подвергали изотермическим последеформационным выдержкам в течение 600 с. Полученные результаты (рис. 221) показывают, что выдержка до 2 мин почти не снижает прочности стали по сравнению с BTMO при немедленном охлаждении. Следует отметить некоторое увеличение пластичности при определенной последеформационной выдержке, что может быть связано с формированием субструктуры полигонизации из исходного состояния горячего наклепа. Высокая устойчивость против рекристаллизации в условиях BTMO обусловлена, по-видимому, высокой легированностью стали ЭП65 особенно карбидообразующими элементами, например хромом, положительное влияние которого показано в наших работах. В случае средне- и высоколегированных сталей сразу после окончания деформации еще имеется состояние горячего наклепа, и для протекания полигонизации целесообразна некоторая в каждом отдельном случае регламентированная после-деформационная выдержка. На примере сталей 40Х1НВА и 30ХГСНА показано (рис. 222), что после немедленной закалки получаются пониженные значения механических свойств, характерные для горяченаклепанного состояния. Оптимальные значения этих свойств достигаются при BTMO с последеформационной выдержкой 35—40 с. При более продолжительных выдержках, когда протекает рекристаллизация, свойства снова падают.

Были изучены (совместно с Хенсгером) механизм и кинетика структурообразования при горячей деформации в цикле BTMO стали 50ХГА в зависимости от температуры и степени деформации, а также от величины последеформационных выдержек. Если горячая деформация стали 50ХГА проводится по оптимальным режимам, то для развития рекристаллизации требуется значительное время: в случае нагрева до 900° С и деформации на 40% выдержка до закалки в течение 100 с не вызывает рекристаллизации путем миграции высокоугловых границ (рис. 223).

Деформация на 40% создает условия для протекания динамического возврата и полигонизации. Несмотря ка почти монотонное снижение физического уширения при последеформационных выдержках, которое объясняется (особенно в интервале 0,2—2 с) снятием оставшихся после немедленной закалки некоторых признаков горячего наклепа за счет «рекристаллизации на месте», значения в(110)а после всех исследованных режимов обработки оказываются Максимальными (рис. 224). Таким образом, высокая стабильность образованной субструктуры проявляется не только в постоянстве среднего размера вытравленных объемов (рис. 223), но и в сохранении значительной доли введенных во время горячей пластической деформации дислокаций при длительных выдержках: после паузы в течение 100 с до закалки в(110)а имеет значение в 1,5 раза больше, чем при контрольной термической обработке.

Данные по измерению плотности стали 50ХГА после BTMO с деформацией 40% при 900° С представлены на рис. 225. В результате BTMO после немедленной закалки (т=0,2 с) фиксируется высокая дефектность строения решетки, что приводит к значительному уменьшению плотности стали по сравнению с обычной обработкой (на 1,7*10в-2 г/см3). Выше было отмечено, что в этом случае в созданной при горячей деформации субструктуре сохраняются некоторые признаки горячего наклепа, в частности измерение плотности показало присутствие повышенного количества вакансий, которые при выдержках до 2 с способствуют некоторому укрупнению субзерен по механизму коалесценции (см. рис. 223), т. е. происходит «рекристаллизация на месте». При этом имеет место сток вакансий и наблюдается заметный рост плотности (см. рис. 225,а).

Дальнейшее небольшое увеличение плотности при выдержках до 10 с является, по-видимому, следствием выхода дислокаций из тела субзерен в среднеугловые границы с их частичной аннигиляцией. Отметим, что после выдержки в течение 10 с при 900° С плотность стали 50ХГА на 5*10в-3 г/см3 ниже значения, отвечающего контрольной обработке стали, что указывает на высокую стабильность созданного дефектного строения (субструктуры).

Несколько неожиданным оказался результат измерения плотности после выдержки в течение 100 с. Однако на основе теоретических выводов, а также экспериментально в ряде работ показано, что перераспределение и аннигиляция дислокаций во время развития первичной рекристаллизации сопровождаются возникновением вакансий. Наши данные также указывают на уменьшение плотности стали из-за образования избыточных вакансий после последеформационной выдержки в течение 100 с, когда для данной стали ожидается довольно интенсивное перераспределение и частичная аннигиляция введенных при горячей пластической деформации дислокаций.

Выявленные при травлении мелкие равноосные объемы аустенита не являются доказательством завершения рекристаллизации после горячей деформации, а могут быть связаны с образованием развитой фрагментации, которая фиксируется закалкой.

Наиболее высокие механические свойства стали 50ХГА получаются в результате проведения BTMO по режимам, определяющим преимущественное развитие процессов образования субструктуры по типу полигонизации. При этом наряду с повышением прочности, пластичности и ударной вязкости одновременно достигается значительный рост (больше чем в два раза по сравнению с обычной термической обработкой) сопротивления распространению трещины (рис. 226), и оказывается возможной наиболее полная реализация высокопрочного состояния при циклических нагрузках (рис. 227). Такой рост структурно-чувствительных свойств не сопровождается каким-либо заметным «измельчением зерен», будто бы присущим ВТМО.