ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 5, с. 98-110
= ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.14.018.29:539.53
ЗАВИСИМОСТЬ ТВЕРДОСТИ ОТ ПАРАМЕТРОВ УЛЬТРАДИСПЕРСНОЙ СТРУКТУРЫ ЖЕЛЕЗА И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
© 2004 г. М. В. Дегтярев, Т. И. Чащухина, Л. М. Воронова
Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 06.05.2004 г.
Исследованы закономерности упрочнения железа разной степени чистоты и конструкционных сталей, в которых в результате деформации и отжига были созданы ультрадисперсные и крупнозернистые структуры различных типов. Установлены аппроксимирующие зависимости, позволяющие оценить твердость исследованных материалов в различных структурных состояниях при одинаковом размере структурных составляющих в интервале 0.05-1 мкм, и определить вклад в нее зерног-раничного (связанного с измельчением структурных составляющих и с неравновесной структурой границ), твердорастворного и карбидного упрочнения. Основной вклад в твердость чистого железа независимо от типа структуры вносит измельчение структурных составляющих. Легирование железа углеродом приводит к изменению параметров уравнения Холла-Петча при смене типа структуры. Это связано с перераспределением примесных атомов между твердым раствором, дислокациями и границами микрокристаллитов при деформации и изменением относительного вклада различных типов упрочнения.
Пластическая деформация сопровождается ростом прочностных характеристик материала и измельчением его субструктуры. При этом она проходит ряд стадий, характеризующихся закономерным изменением структуры, а следовательно, и свойств материала. Каждой стадии соответствует определенный механизм упрочнения. Поэтому естественно ожидать изменение вида зависимости прочностных характеристик от параметров деформационной субструктуры при переходе от одной стадии к другой. В общем виде такая зависимость подобна соотношению Холла-Петча (Х-П), связывающему предел текучести материала со средним размером зерна [1, 2]
а = а0 + ксГт, (1)
где С - размер ячеек и субзерен; а0 и к - константы, зависящие от химического состава, структуры материала, а также от используемой прочностной характеристики материала а, в качестве которой может выступать предел текучести, предел прочности, напряжение течения, соответствующее определенной деформации, а также твердость [3]. В последнем случае соотношение Холла-Петча принимает вид
Н = Н 0 + кС~т. (2)
Показатель степени в уравнении Х-П зависит от состояния границ и чаще всего имеет значения в интервале от -0.5 до -1 [1, 2]. Зеренная структура дает значение т = 0.5. Для ячеистой дислокационной структуры неупорядоченное распределе-
ние дислокаций в стенках ячеек приводит, как правило, к т = 1, несмотря на то, что часть субграниц может иметь большеугловые разориентиров-ки [2, 4]. После большой деформации, когда в структуре значительная доля деформационных субграниц имеет большеугловые разориентиров-ки, т = 0.5 [5]. Если протекает «возврат» структуры границ деформационного происхождения, например, при теплой (Гдеф > 0.3Гпл), горячей деформации или при отжиге после деформации, то возникающие при этом субграницы вносят вклад в упрочнение аналогично границам зерен, и т = = 0.5 [1, 4, 6].
В процессе деформации по достижении границами ячеек критического угла разориентировки, обеспечивающего им барьерные свойства, подобные свойствам границ зерен, может происходить смена показателя т [7]. Для большеугловых границ также наблюдали изменение т от 0.5 до 0.2 при измельчении зерна в субмикронном диапазоне (менее 1 мкм) [6]. В работе [6] сделано заключение, что ячейки размером менее 1 мкм дают большее упрочнение, чем зерна того же размера. В обзоре [8] критический размер элементов субструктуры, ниже которого субграницы вносят больший вклад в упрочнение железа и его сплавов, чем большеугловые границы зерен, эмпирически был определен равным 0.4 мкм.
Коэффициент к в уравнении (1) так же как и т характеризует барьерный эффект субграниц [2]. Природа субзеренных границ в первую очередь зависит от температуры их образования [7]: чем
Таблица 1. Химический состав исследованных материалов
Марка Содержание элементов, вес. %
С Мп Сг N1 Мо Т1 Си В Б Р
Чистое железо < 0.003 < 0.006 <0.009 <0.008 < 0.003 - - - - - -
Армко-железо 0.009 0.18 0.13 - - - - 0.10 - 0.019 0.010
20Г2Р 0.2 1.45 0.25 - - - 0.02 - 0.003 0.012 0.011
30Г2Р 0.3 1.7 0.28 - - - - - 0.003 0.012 0.012
30ХГСН2А 0.31 1.26 1.08 1.08 2.00 0.1 - - - 0.004 0.005
выше температура, тем более эффективно границы сопротивляются пластическому течению, и тем больше к. В то же время для границ рекрис-таллизованных зерен и субграниц деформационного происхождения к может иметь одинаковое значение [9]. В [10] указано, что для ультрадисперсных структур к принимает большее значение, чем для крупнокристаллических. Как известно [1, 7, 10], к ~ ЪЭ, где Э - модуль сдвига. В обзоре [11] отмечено, что зависимость от размера зерна как твердости, так и предела текучести в нанометровом диапазоне размеров зерен значительно слабее, чем у крупнозернистых материалов. Это может быть связано с уменьшением упругих модулей, обнаруженном в наноструктур-ных (й < 0.6 мкм) материалах [12]. Кроме того, значение к зависит от параметра т. С изменением т от 0.5 до 1 к может уменьшиться на несколько порядков [2].
Следует отметить, что в большинстве рассмотренных выше работ деформация не превышала е = 3, а размер исследованных субзерен находился в интервале от 0.2 до 15 мкм. В ряде работ [10, 13] показано, что существует некий размер зерна, ниже которого соотношение Х-П меняется на обратное, т.е. дальнейшее измельчение структуры приводит к разупрочнению. Обычно этот размер составляет несколько нанометров и может зависеть от способа получения материала с нанораз-мерной структурой [10].
В литературе отмечено, что предел текучести и микротвердость наноструктурных материалов зависит не только от размера зерна, но и от дефектной структуры границ, поэтому их изменение не всегда удается описать с помощью уравнения Х-П [10, 12]. Часто это оказывается причиной противоречивости данных по этой проблеме [12].
При большой пластической деформации (е > > 4-6), являющейся одним из способов измельчения структуры, в материале формируется субструктура с большеугловыми границами деформационного происхождения. Такая структура не может быть отнесена к ячеистой, субзеренной или зеренной. В ходе деформации происходит постепенный переход от ячеистой структуры с преобладанием малоугловых разориентировок к субми-
крокристаллической (СМК), состоящей из сильно-разориентированных микрокристаллитов, через стадию смешанной структуры, в которой присутствуют как ячейки, так и микрокристаллиты [14]. Размер структурных элементов на этих стадиях измеряется десятыми и сотыми долями микрона. Именно в субмикронном диапазоне размеров структурных составляющих наблюдается изменение значения т [8] и вклада, вносимого в упрочнение границами разного типа [7]. Вопрос о том, как в этом размерном интервале тип структуры влияет на прочностные свойства материала, как меняются при этом параметры уравнения Х-П, остается открытым и требует дальнейшего исследования. Решению этого вопроса препятствуют такие факторы, как малый интервал деформаций до разрушения, локализация деформации, смена механизмов деформационного упрочнения, влияние динамического возврата и динамической рекристаллизации. Применение в настоящей работе способа деформации сдвигом под давлением позволило увеличить исследуемый диапазон деформации, избежать ее локализации, изменения формы образца и его разрушения. Удобными материалами для решения поставленной задачи оказываются железо и конструкционные стали, в которых при деформации сдвигом под давлением происходит непрерывное измельчение структурных составляющих, сопровождающееся упрочнением.
Целью настоящей работы было установить:
- влияние типа структуры, образованной в железе и конструкционных сталях в соответствии с различными механизмами структурообразования при большой пластической деформации и последующем отжиге, на параметры уравнения Х-П;
- вклады, вносимые в твердость различными видами упрочнения.
Химический состав исследованных материалов приведен в табл. 1. Исходная обработка сталей заключалась в улучшении: закалке по стандартному режиму и отпуске при 650°С, 1 ч. Сталь 20Г2Р деформировали как после улучшения, так и непосредственно после закалки. Армко-железо аустенитизировали при 950°С, охлаждали в воде и отпускали при 650°С, 1 ч. Чистое железо, полу-
С, мкм
50 1 0.25 0.1 50 1 0.25 0.1 50 1 0.25 0.1
0 1 230 1230 123
С-05, мкм-05
Рис. 1. Зависимость твердости рекристаллизованного железа (а), армко-железа (б) и сталей (в) от размера зерна: • - 20Г2Р; ♦ - 30ХГСН2А; Д - 30Г2Р.
ченное методом зонной плавки, дополнительной термической обработке не подвергали.
Деформирование проводили методом сдвига под давлением. Образцы для деформации вырезали в виде дисков диаметром 5 мм и толщиной 0.3 мм. Расчетное значение давления составляло 6-8 ГПа для железа и армко-железа, 9-11 ГПа для сталей. Структуру и твердость исследовали на расстоянии 0.5 и 1.5 мм от центра образца. Степень деформации определяли согласно [15].
Нагрев деформированных образцов с выдержками различной длительности проводили при 300-750°С в запаянных ампулах при давлении 10-2 МПа, а при 200°С в соляной ванне. Во избежание контакта с солью образцы помещали в контейнер из пермаллоевой фольги.
Структуру исследовали методом электронной микроскопии и оптической металлографии. Размеры дислокационных ячеек, микрокристаллитов и зерен субмикронного размера определяли по светлопольным изображениям и по темно-польным изображениям в рефлексе типа (110)а по результатам более четырехсот измерений. При исследовании структуры методом оптической металлографии средний размер рекристаллизованного зерна определяли с помощью программно-аппаратного комплекса "Промышленная система анализа изображения 81АМ8 600". Количество измерений при расчете размеров структурных составляющих обеспечив
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.