ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2009, том 107, № 6, с. 645-656
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ^^^^^^^^^^ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.15-194.56:539.374:543.429.3
НАНОСТРУКТУРИРОВАНИЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ИНТЕНСИВНОЙ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ В АЗОТИРОВАННОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ Х18Н8
© 2009 г. В. А. Шабашов*, С. В. Борисов**, А. В. Литвинов*, А. Е. Заматовский*, Н. Ф. Вильданова*, В. И. Воронин*, О. П. Шепатковский**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620041 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Институт химии твердого тела УрО РАН, 620041 Екатеринбург, ул. Первомайская, 91
Поступила в редакцию 18.07.2008 г.; в окончательном варианте - 11.09.2008 г.
Исследованы фазовые превращения и наноструктурирование в метастабильной нержавеющей стали Х18Н8 при азотировании и последующей интенсивной холодной пластической деформации сдвигом под давлением в наковальнях Бриджмена. Ионно-плазменное азотирование стали приводит к насыщению азотом аустенита, формированию нитрида СгК и дестабилизации структуры по отношению к у —► а-превращению. Последующая деформация сопровождается обратным фазовым переходом а —у, растворением нитридов и образованием пересыщенных азотом твердых растворов, а также вторичных нанонитридов, ограничивающих рост зерен матрицы и стабилизирующих сформированную наноструктуру.
РДСБ: 61.05.Qr, 81.40.Ef
1. ВВЕДЕНИЕ
Измельчение зерна в объеме и на поверхности металлических сплавов дает возможность улучшить многие практически важные характеристики материалов. Одним из способов создания субмик-ро- и нанокристаллического состояния является интенсивная холодная пластическая деформация (ИХПД). На большом количестве сплавов и химических соединений показано, что ИХПД позволяет растворять фазы (интерметаллиды, карбиды, нитриды, оксиды и т.д.) в матрицах металлов с формированием пересыщенных твердых растворов и последующим выделением равномерно распределенных вторичных упрочняющих наноча-стиц, тормозящих рост зерен [1-5]. Показано, что основным условием ускорения деформационного растворения частиц в металлах является их дисперсность и проницаемость межкристаллитных границ для индуцированных деформацией линейных и точечных дефектов [1, 3]. Большую роль играют характер и силы связи атомов в частицах, а также их диффузионная подвижность в металлических матрицах.
Известно, что ионно-плазменное напыление позволяет формировать в поверхностных слоях субмикроразмерные смеси нитридных фаз в матрице сплавов. Ранее нами было выполнено исследование по ионно-плазменному азотированию чистого а-железа [4]. Процесс наноструктуриро-вания азотированного железа, как и содержащей карбиды стали, рассмотренные в [3, 4], включал в
себя деформационно-индуцированное растворение сдвигом под давлением (СД) нитридов (у'-Р4К, ТШ) и карбидов (Бе3С), при котором происходит дополнительное измельчение структуры, и формируются пересыщенные твердые растворы азота (углерода) в матрице железа с последующим выделением вторичных чрезвычайно дисперсных нитридов (карбидов). Этот результат модифицирования структуры при ИХПД представляет интерес еще и потому, что упрочненные азотом (углеродом) поверхности стальных изделий работают в условиях интенсивных деформаций (фрикционное, ударное воздействие и др.), которые так же, как и СД, способны индуцировать в поверхностных слоях подобные фазовые переходы и процессы наноструктурирования.
Азотирование сплавов железа, легированных нитридообразующими элементами (Сг, Т и др.) сплавов, так же как и ионное осаждение нитридов на поверхности железа [3], может приводить к формированию в матрице сплавов нитридных фаз (Сг2К, СШ, Т1К и др.) [6]. Настоящая работа посвящена исследованию фазовых превращений и формированию наноструктуры при ионно-плаз-менном азотировании и последующей деформации СД в наковальнях Бриджмена нержавеющей стали Х18Н8. Матрица аустенитной нержавеющей стали Х18Н8 содержит нитридообразующий хром.
2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Материалом для исследования выбрана аусте-нитная нержавеющая сталь Х18Н8 (мас. %: 0.08 С, 18.8 Сг, 7.8 N1, 0.6, Мп 0.6, Со 0.2, Си 0.2, Бе -ост.). Образцами служили прокатанные (у = 95%) фольги толщиной около 10 мкм, на поверхность которых методом ионного азотирования нанесен азот. При ионном азотировании положительные ионы азота под воздействием электростатического поля ускоряются в направлении образцов, являющихся катодом [7]. В нашем случае для азотирования нержавеющей стали был использован плазменный источник с накаленным катодом, разработанный в Институте сильноточной электроники Сибирского отделения РАН. Азотирование проводилось в азотно-водородной смеси в диапазоне давлений 0.4-1.3 Па. Парциальное давление водорода 8 х 10-2 Па. Сила тока разряда составляла 40-50 А при напряжении на образце 600 В. Температура образца - 870 К, время азотирования - 0.5 и 1 ч. Толщина фольг после азотирования с обеих сторон увеличивалась в пределах десятых долей микрона. Деформацию СД осуществляли на слоистых образцах в виде "сэндвича", в котором чередуются слои нитридно-го покрытия и нержавеющей стали. Всего исходный образец включал 12-20 азотированных фольг. Образец деформировали при 300 К СД 8 ГПа в наковальнях Бриджмена из спеченного карбида WC со скоростью ю ~ 1 об/мин. и углом поворота 2п х п (п = 10, п - число оборотов) по методике, описанной в работах [4, 8]. Схема образца типа "сэндвич" и эксперимента СД приведена на рис. 1. После воздействия образец представлял собой сплошной диск с металлическим блеском диаметром 5-6 мм и толщиной около 60 мкм. Впоследствии его утоняли с обеих сторон до 20 мкм. После 0.5 поворота наковален азотированные фольги, составляющие образец, сваривались и образец становился монолитным. В связи с этим оценку степени истинной деформации выполняли по формуле
£ = 1п I 1 +
2 2\ 1/2 ф Г
,2 а
(1)
где ф - угол поворота; г - радиус (расстояние до середины исследуемого периферийного участка) и а - толщина образца после деформации. Десяти оборотам наковален соответствовала истинная деформация £ = 7. Синтезированные СД-образцы отжигали в вакууме при температуре 560 К в течение 0.5 и 48 ч.
Мессбауэровские спектры получены в геометрии на пропускание резонансного излучения с энергией 14.4 кЭв от источника 57Со(Сг). Рентге-ноструктурный анализ (РСА) выполнен в излучении Си. Трансмиссионная электронная микроскопия (ТЭМ) проведена на микроскопе ШМ-200СХ.
В связи с многообразием нитридных фаз и слабым различием их мессбауэровских параметров (изомерного сдвига 13, квадрупольного расщепления QS, внутреннего эффективного поля Н и интегральной интенсивности S) применяли пакет специальных программ [9], улучшающих разрешение ЯГР-спектров (восстановление функции плотности распределения мессбауэровских параметров). Реставрировали функции плотности вероятностей распределения центров тяжести резонансных линий поглощения р(У) на шкале допле-ровских скоростей и распределение внутренних эффективных полей р(Н). Далее р(У) и р(Н) аппроксимировали комбинацией линий модифицированной гауссовой формы и определяли отдельные распределения, отвечающие положениям атомов железа по отношению к азоту и хрому в матрице стали. Для моделирования спектров и оценки содержания хрома и азота в твердом растворе матрицы стали Х18Н8 были использованы приближения. В интервале составов исследуемой стали при азотировании и деформации никель [10] существенно меньше, чем хром [11], влияют на средневзвешенное поле ОЦК-железа
Hm
< H) = J H р( H) dH/ J р( H) dH.
(2)
Hm
Это позволяет моделировать спектр ОЦК-фазы стали в квазибинарном приближении а-Бе-Сг. В то же время элементы замещения никель и хром пренебрежимо мало влияют, по сравнению с элементом внедрения азотом, на изомерный сдвиг и квадрупольное расщепление на ядре 57Бе в ГЦК-фазе [12, 13]. Данный факт дает возможность анализировать содержание азота в у-твердом растворе стали в квазибинарном приближении у-Бе-N. Спектр азотистого аустенита моделируется в виде суперпозиции монолинии Бе(0№), отвечающей железу без азота в ближайших октаэдриче-ских междоузлиях (ОМ), дублета Бе(Ш) с одним атомом азота в ближайших ОМ и дублета с двумя атомами азота в гантельной конфигурации [13]. Мессбауэровская спектроскопия дает интегральную по всему объему информацию обо всех неэквивалентных положений атомов железа в структуре образца, что позволяет проводить количественный фазовый анализ в железосодержащих областях слоистых композитов.
3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ 3.1. Азотирование нержавеющей стали Х18Н8
При ионно-плазменном азотировании a-желе-за образуется аустенит y-Fe-N (см. рис. 2а), который может распадаться в процессе последующего отжига с выделением y'-Fe4N и a-Fe [4]. Мессбау-эровский анализ результатов азотирования в аналогичных условиях аустенитной стали Х18Н8 представлены на рис. 2б-2г. До азотирования мёссбауэровский спектр представляет собой уширенный синглет парамагнитного аустенита, см. рис. 26. В спектре присутствует незначительное количество секстета a-мартенсита деформации, см. выделенный штрихами фрагмент на рис. 26. Азотирование приводит к изменению вида спектра, что свидетельствует об изменении концентрационного и фазового состава стали, рис. 2в-2г. Основная часть железа после азотирования при 870 К в течение 1 ч находится в состоянии ферромагнитной a-фазы, описываемой секстетом с полем ~330 кЭ, близким к полю a-Fe. Линии секстета несколько уширены, по сравнению с чистым железом. Однако это уширение незначительно, и по оценке [11] содержание хрома в ОЦК-твердом растворе замещения Fe-Cr не превышает 1-2 ат. %, в то время, как в исходном аустените содержится ~19 ат. % хрома. В интегральном секстете обнаруживается также незначительное количество нитрида Fe4N (позиции Fe, 2А и 2B [12]), см. рис. 2г.
В центральном синглете спектра образца после азотирования резко увеличивается асимметрия. Съемка с более высоким разрешением (рис. 2г') показывает, что центральный синглет представляет собой спектр твердого раствора внедрения азота в аустените y-Fe-N: суперпозицию монолинии Fe(0N) и двух дублетов - Fe(1N) и Fe(2N) [13]. Таким образом, мессбауэровск
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.