Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 6, стр. 601-605

ВВЕДЕНИЕ

Многократная рекристаллизация аустенита в процессе дробной горячей прокатки [1] широко используется для формирования его структуры перед полиморфным превращением стали. В отличие от прокатки, проблема создания заданной структуры аустенита при ковке и штамповке с высокими скоростями деформации (10–100 с^–1) практически не решалась. Однако формирование мелкозернистого аустенита при таких обработках позволило бы увеличить уровень вязкости стали, что очень актуально для штампованных деталей, работающих в условиях ударных нагрузок и абразивного износа. Решение указанной проблемы осложняется противоречивым влиянием скорости деформации на различные структурообразующие процессы. С одной стороны, при высокоскоростной деформации снижается степень динамического возврата, т.е. усиливается деформационное упрочнение и повышается движущая сила динамической рекристаллизации (ДР); с другой стороны, резко сокращается время для завершения ДР. Кроме того, чрезмерное усиление наклепа может вызвать специфические механизмы структурообразования. Подобные эффекты ранее изучались при теплой [2–4] и холодной деформации сталей; в последнем случае механизм, называемый фрагментацией [5], широко используется для создания наноструктурированных металлических материалов методами интенсивной пластической деформации [6].

Цель работы – исследование динамического структурообразования в аустените высокопрочной среднеуглеродистой стали при высокотемпературной (850–1180°С) деформации со скоростями 1–100 с^–1.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве материала была использована среднеуглеродистая высокопрочная сталь марки Б1500, химический состав которой представлен в табл. 1 [7]. ДР исследовали методом однократного изотермического сжатия на пластометрическом комплексе Gleeble-3800 при температурах 850–1180°С со скоростью: 1 с^–1, характерной для горячей прокатки, 10 и 100 с^–1, типичных для штамповки и ковки. После деформации образцы охлаждали со скоростью 100°/с. Диаграммы сжатия, по которым определяли пороговую деформацию начала ДР [8, 9], строили до е = 1.50. Зерна аустенита выявлялись реактивом Маршалла [10] при комнатной температуре с последующим металлографическим анализом на оптическом микроскопе IM 7200 “MEIJI Techno”.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

Диаграммы деформирования

По диаграммам деформирования определяли пороговую деформацию ДР (е_p), соответствующую максимуму напряжений. При скорости деформации 1 с^–1 (рис. 1а) такие максимумы выявляются при Т = 1050°С (е_р ≈ 0.35), 1150°С (е_р ≈ 0.26) и 1180°С (е_р ≈ 0.24) и совпадают с расчетными значениями, полученными из известного уравнения, применяемого к ДР низкоуглеродистых сталей (1) [9]:

(1)

${{е}_{{\text{p}}}} = 2.079 \times {{10}^{{ - 3}}}\left( {1 + 20\left[ {{\text{Nb}}} \right] + 0.02\left[ {{\text{Ti}}} \right]} \right)D_{0}^{m}{{Z}^{p}},$

где D₀ [мкм] – средний размер исходных зерен аустенита, [Nb] и [Ti] – доли [мас. %] этих легирующих элементов, m = 0.147 и p = 0.155, Z – параметр Зинера–Холломона, определяемый по формуле

(2)

$Z = \left( \right)\exp ({Q \mathord{\left/ {\vphantom {Q {RT}}} \right. \kern-0em} {RT}}),$

где ė – скорость деформации, Q – молярная энергия активации горячей деформации при данном химическом составе, равная 445 кДж в соответствии с [11], T – абсолютная температура, а R – универсальная газовая постоянная.

Рис. 1.

Диаграммы сжатия стали Б1500 при Т = 950–1180°С со скоростями деформации 1 (а), 10 (б) и 100 с^–1 (в); маркерами обозначены экспериментальные данные, а сплошные линии являются результатом сглаживания кривых с осцилляциями.

При температурах 950 и 1000°С на диаграммах наблюдается непрерывное упрочнение с участками стагнации напряжений.

Для определения е_p при скоростях 10 и 100 с^–1 на диаграммах сглаживались осцилляции напряжений (рис. 1б, 1в), усиливающиеся с ростом скорости деформации и, вероятно, вызванные ударно-волновым взаимодействием образцов с нагружающим устройством. Протяженность этих осцилляций во времени слишком мала, чтобы связать их с повторяющейся ДР. Кроме того, вид и положение осцилляций на диаграммах оказался одинаков для трех различных сталей (Б1700, Б1500 и Б1200 [12]), что исключает связь этих особенностей с перераспределением легирующих элементов.

При скорости деформации 10 с^–1 и температурах 950 и 1050°С на диаграммах наблюдается непрерывное упрочнение (рис. 1б). Следует отметить, что отсутствие выраженных максимумов не согласуется с уравнением (1), исходя из которого е_р при Т = 1050 и 950°С составляют 0.60 и 1.00 соответственно. При 1150°С на диаграмме появляется пологий пик напряжений при деформации е_р ≈ 0.40, согласующейся с уравнением (1).

При скорости деформации 100 с^–1 вид диаграмм деформирования радикально меняется. Так, при температуре деформации 950°С (рис. 1в) на диаграмме присутствует пик напряжений при истинной деформации 0.35, что меньше е_р = 1.51, рассчитанного по формуле (1), в 4.3 раза. При температурах выше 1050°С подобные пики не появляются и заменяются стагнацией напряжений после деформации 0.40. Этот эффект совершенно нехарактерен для обычной ДР, которая при увеличении температуры ускоряется, т.е. начинается при меньших деформациях и с более выраженными пиками напряжений. Данная аномалия предполагает особый механизм эволюции структуры аустенита.

Для подтверждения специфического механизма ДР при высоких скоростях деформации были проведены дополнительные эксперименты на сжатие при температурах 850 и 900°С, при которых также были обнаружены пики напряжений при е_р ≈ 0.40.

Согласно рис. 1в, при скорости деформации 100 с^–1 ДР протекает даже при относительно низких температурах 850 и 900°С, что не наблюдается при более низких скоростях (рис. 1а, 1б). Это заключение сохраняет силу даже с учетом деформационного разогрева около 50°С (рис. 2).

Рис. 2.

Величина деформационного разогрева при скорости деформации 100 с^–1 в зависимости от температуры.

Соответствующие расчетные температурные зависимости е_p при разных скоростях деформации и среднем исходном размере зерна аустенита D₀ = 120 мкм представлены на рис. 3, где также нанесены экспериментальные точки, определенные по диаграммам деформирования (рис. 1). Удовлетворительное совпадение экспериментальных данных при скорости деформации 1 с^–1 и температуре 1050–1180°С подтверждает применимость уравнения (1) для определения е_р при умеренных скоростях деформации. В то же время, при скорости деформации 10 с^–1 расчетные и экспериментальные данные совпадают лишь при Т = 1150°С, а при 100 с^–1 экспериментальные данные кардинально отклоняются от расчетной зависимости (1), характерной для обычной (прерывистой) ДР.

Рис. 3.

Расчетные температурные зависимости (линии) и экспериментальные точки (маркеры) пороговой деформации е_р для аустенита стали Б1500 при разных скоростях деформации.

Металлографический анализ

На рис. 4 представлена структура, полученная в результате истинной деформации 1.50 со скоростями 1, 10 и 100 с^–1 при температурах 950, 1050 и 1150°С. Сплюснутая форма зерен указывает на отсутствие ДР, а появление равноосных зерен свидетельствует о протекании рекристаллизации. Именно на основе этих признаков можно прийти к следующим заключениям. После деформации со скоростью 1 с^–1 при температуре 950°С структура аустенита не рекристаллизуется и преимущественно состоит из крупных вытянутых зерен длиной 150 мкм (рис. 4а). После деформации при температурах 1050 и 1150°С структура аустенита состоит из равноосных рекристаллизованных зерен со средним диаметром 8 (рис. 4б) и 20 мкм (рис. 4в) соответственно.

Рис. 4.

Структура стали марки Б1500 после деформации со скоростью 1 (а–в), 10 (г–е) и 100 с^–1 (ж–и) при температурах 950 (а, г, ж), 1050 (б, д, з) и 1150°С (в, е, и).

После деформации со скоростью 10 с^–1 при температуре 950°С структура аустенита преимущественно состоит из крупных вытянутых зерен длиной 180 мкм (рис. 4г), которые более деформированы, чем в случае скорости 1 с^–1 (рис. 4а). При температуре деформации 1050°С наблюдаются 2 типа зерен: вытянутые со средним размером 180 мкм (85%) и равноосные со средним диаметром 8 мкм (15%) (рис. 4д), что означает начало ДР. При температуре деформации 1150°С аустенитная структура полностью рекристаллизована и состоит из равноосных зерен со средним диаметром 20 мкм (рис. 4е).

Структура аустенита после деформации со скоростью 100 с^–1 при 950°С состоит из равноосных мелких зерен со средним диаметром 8 мкм (рис. 4ж), что означает протекание ДР во всем объеме материала.

Однако повышение температуры до 1050°С, что при умеренной скорости деформации ускоряет ДР, в рассматриваемом случае привело к неожиданному эффекту, а именно к появлению деформированных зерен (~70% объема, рис. 4з), что свидетельствует о замедлении ДР. Это же подтверждается отсутствием пика напряжений на соответствующей диаграмме деформирования (рис. 1в). После деформации при 1150°С снова наблюдается рекристаллизованная структура, в которой средний размер зерен составляет 30 мкм (рис. 4и).

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

В соответствии с известной зависимостью (1) уменьшение температуры приводит к росту пороговой деформации (е_р) прерывистой ДР аустенита высокопрочных низкоуглеродистых микролегированных сталей. Результаты настоящей работы показывают, что при скорости деформации (ė) 1 с^–1 в диапазоне температур 1050–1180°С эта же зависимость сохраняет силу и для среднеуглеродистых сталей. Увеличение ė до 10 с^–1 приводит к нарушению уравнения (1) при Т < 1150°С. При таких температурах пики напряжений на диаграмме деформирования не наблюдаются вплоть до деформации 1.5.

При скорости деформации 100 с^–1 зависимость (1) абсолютно не применима, поскольку при температурах деформации 850–950°С на кривой деформирования наблюдаются пики напряжений, характерные для ДР, при деформациях значительно меньше расчетных. При температурах выше 1050°С подобные пики не появляются и заменяются стагнацией напряжений после деформации 0.4.

Результаты металлографических исследований согласуются с особенностями диаграмм деформирования. Так, при Т = 850–950°С структура полностью рекристаллизована, что указывает на развитие ДР во всем объеме материала, в то же время при Т = 1050°С структура рекристаллизована лишь частично (не более 30%), а при 1150°С – полностью (100%). Таким образом, при температуре, близкой к 1050°С, происходит смена механизма ДР.

Полученные результаты, в своей совокупности, свидетельствуют об особом динамическом механизме формирования структуры, который, по-видимому, связан с высоким уровнем наклепа при экстремально высокой скорости деформации (100 с^–1) исследуемой стали.

Таким образом, изменяя скорость деформации от 1 до 10 с^–1 при горячем прессовании или прокатке исследуемой стали можно регулировать степень ДР, в частности, предотвращать ее частичное протекание, вызывающее неоднородность структуры аустенита и ухудшение свойств материала. ДР, протекающую в ходе высокоскоростной (100 с^–1) деформации при относительно низких температурах, можно применять для эффективного измельчения аустенита при горячей штамповке на молоте. Следует отметить, что рассматриваемый механизм структурообразования аустенита необходимо также исследовать на других сталях и сплавах в более широком диапазоне температур и скоростей деформации.

ВЫВОДЫ

При высокоскоростной деформации среднеуглеродистой высокопрочной стали характер ДР существенно меняется по сравнению с обычными для прокатки (~1 с^–1) скоростями, что должно учитываться при назначении режимов горячей штамповки на прессах и молотах. Выявлены следующие особенности динамического структурообразования:

1. Обычное для ДР увеличение пороговой деформации (е_р) при повышении скорости (ė) или снижении температуры деформации наблюдается лишь в диапазоне ė = 1–10 с^–1. Так, при Т = = 1150°С пиковая деформация увеличивается с 0.25 до 0.40, а при завершении деформации формируются равноосные зерна аустенита со средним диаметром 20 мкм. При температуре 1050°С рекристаллизуется не более 20% объема материала, что сопровождается стагнацией напряжений на диаграмме деформирования и разнозернистостью структуры аустенита. При температуре 950°С ДР не протекает вплоть до истиной деформации e = 1.5.

Практическая значимость результата состоит в том, что при увеличении скорости деформации можно предотвратить частичную ДР и связанную с ней разнозернистость, отрицательно влияющую на свойства стали.

2. Повышение скорости деформации стали до ė = 100 с^–1 в температурном диапазоне 850–950°С приводит к резкому снижению пороговой деформации, отвечающей пику напряжений на диаграмме деформирования. При этом формируется однородная дисперсная структура аустенита со средним размером зерна 8 мкм. Отмеченные особенности структуры и диаграмм деформирования свидетельствуют о специфическом механизме динамического структурообразования при высокоскоростной деформации аустенита среднеуглеродистой стали.

3. Физическая природа обнаруженного эффекта высокой скорости деформации требует дальнейших исследований, в частности необходимо проанализировать возможность протекания в данных условиях “непрерывной динамической рекристаллизации” [2].

Этот эффект, обнаруженный в данной работе, может послужить основой эффективных высокоскоростных технологий деформирования среднеуглеродистых сталей, позволяющих сохранить удовлетворительный комплекс механических свойств.