Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 10, стр. 1091-1100

ВВЕДЕНИЕ

Низколегированные стали широко используются как конструкционные материалы в строительстве и машиностроении. Широкое внедрение в промышленное производство термомеханической обработки с контролируемым охлаждением (TMCP – Thermo-Mechanical Controlled Processing) существенно снизило себестоимость этих сталей, что позволило значительно расширить области их применения [1]. Одним из недостатков таких сталей является их относительно высокая температура хрупко-вязкого перехода (ХВП) после улучшения или TMCP, что делает эти стали хрупкими и ограничивает их применение при отрицательных температурах. В настоящее время природа ХВП объясняется в терминах диаграммы Иоффе, согласно которой увеличение сопротивления хрупкому разрушению и/или уменьшение эффективного предела текучести должно снижать температуру хрупко-вязкого перехода [2]. Последние исследования показали, что схема Иоффе упрощенно описывает ХВП [3–5]. Повышения ударной вязкости и понижения температуры ХВП можно добиться, увеличив длину критической трещины и, соответственно, протяженность стадии стабильного распространения трещины по механизму вязкого разрушения или смешанного хрупко-вязкого разрушения [3–7].

Традиционный подход к подавлению хрупкого межкристаллического разрушения включает измельчение зерна и выделение дисперсных частиц по границам зерен, которые тормозят распространение межкристаллитной трещины [4, 8]. С другой стороны, расслоение материала поперек направления распространения трещины притупляет вершину трещины и, таким образом, повышает вязкость разрушения [9]. Трещина не достигает критического размера, и стадия нестабильного распространения трещины не наступает. Плиты из заэвтектоидной низколегированной стали, полученные изотермической прокаткой при 650°С многослойного пакета, а также композит, состоящей из чередующихся слоев этой стали и низкоуглеродистой стали типа 08, продемонстрировали сверхвысокую ударную вязкость KCV > 250 Дж/см² при –125°С [10].

Кимура с соавторами использовали эффект поперечного расслоения трещины в образцах с V-образным надрезом, которое получило название “вязкого расслоения” (delamination toughness), для повышения ударной вязкости и снижения температуры хрупко-вязкого перехода стали типа 40ХС2М [11]. Предложенный подход заключается в формировании субмикрокристаллической структуры волокнистого типа с однородным распределением частиц карбидов за счет теплой прокатки при температуре отпуска закаленной на мартенсит стали. Такая обработка, названная темпформинг [12], обеспечивает уникальное сочетание высокой прочности и ударной вязкости в низколегированных среднеуглеродистых сталях. Для разных сталей эффективность темпформинга в сравнении с отпуском после закалки при тех же температурах, которую можно оценить по отношению ударной вязкости KCV к пределу прочности, увеличивается с уменьшением содержания углерода [13]. Кроме того, в низколегированных сталях с низким содержанием углерода понижение температуры темпформинга усиливает эффект вязкого расслоения, тогда как в среднеуглеродистых сталях существенного влияния температуры темпформинга на ударную вязкость не наблюдали. Недостаток систематических экспериментальных исследований не позволяет установить закономерности изменения свойств сталей в результате темпформинга. Настоящая работа призвана частично восполнить этот пробел в части влияния степени деформации темпформинга при различных температурах на микроструктуру и механические свойства стали 25ХГМТ.

МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследования проводили на высокопрочной низколегированной стали 25ХГМТ следующего химического состава (мас. %): 0.26C, 0.23Si, 0.54Mn, 0.42Cr, 0.44Mo, 0.06Ti, остальное Fe. Предварительно исследуемая сталь была подвергнута закалке при 850°С с охлаждением в воде. Темпформинг проводили следующим образом: стальные заготовки были нагреты в муфельной печи до температуры отпуска (600 и 650°C), выдерживались в течение часа при этой температуре, после чего их прокатывали в несколько проходов до истинной деформации 0.8 и 1.4. Обжатие за проход составляло 10%, после каждого прохода стальную заготовку подогревали до температуры отпуска.

Исследования микроструктуры проводили с использованием растрового электронного микроскопа Quanta Nova Nanosem 450 FEG, оснащенного анализатором дифракционной картины обратнорассеяных электронов (EBSD), с помощью программы TSL OIM Analysis 6. Изображения OIM были подвергнуты процедуре очистки: удалению точек индексом достоверности менее 0.1. Средний поперечный размер зерен и субзерен оценивался на изображениях OIM (карта распределения ориентировок) как среднее расстояние между большеугловыми границами (БУГ) с разориентацией θ ≥ 15° и малоугловыми границами с разориентациями θ ≥ 2°, соответственно, в направлении нормали к плоскости прокатки. Исследование тонкой структуры проводили на просвечивающем электронном микроскопе JEOL 2100 c ускоряющим напряжением 200 кВ. Фольги для микроструктурных исследований изготавливали методом струйной электрополировки с использованием раствора 10%-ной хлорной кислоты в уксусной на установке Struers Tenupol 5.

Испытания на ударную вязкость проводили на стандартных образцах квадратного сечения 10 × 10 мм² и длиной 55 мм с V-образным концентратором напряжений с использованием ударной машины Instron 450 J с системой сбора данных Instron Dynatup Impulse в интервале температур от 20 до –196°С. Испытывали по одному образцу на каждую точку. Образцы для испытаний на ударную вязкость вырезали так, чтобы направление удара было параллельным нормальному направлению прокатки.

Фрактографические исследования после механических испытаний проводили с использованием растрового электронного микроскопа FEI Quanta 200.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Микроструктура стали после темпформинга. Микроструктура стали 25ХГМТ, полученная в результате темпформинга при различных температурах и с разной степенью деформации, показана на рис. 1.

Темпформинг при температурах (Т_ТФ) 600 и 650°С до истинной деформации e ∼ 0.8 приводит к формированию удлиненных в направлении прокатки (RD) зерен, средний поперечный размер которых составляет 1.4 и 1.6 мкм соответственно. Плотность дислокаций была рассчитана по формуле (1) [14] и представлена в табл. 1 совместно с микроструктурными параметрами:

где ${{{{\theta }}}_{{KAM}}}$ – среднее искривление решетки вокруг каждой точки сканирования для первой координационной сферы; $b$ – вектор Бюргерса, $h$ – шаг сканирования.

При увеличении истинной деформации до e ∼ 1.4 формируется субмикрокристаллическая пластинчатая структура, состоящая из сильно вытянутых вдоль направления прокатки зерен. Поперечный размер зерен уменьшается до 570 нм при Т_ТФ = 600°С и 790 нм при Т_ТФ = 650°С (табл. 1). Экспериментальные образцы характеризуются высокой плотностью дислокаций более 5 × 10¹⁴ м^–2, которая слабо зависит от температуры и степени деформации. Такое поведение характерно для теплой деформационной обработки с большими степенями, которая может сопровождаться некоторым понижением плотности внутризеренных дислокаций с увеличением степени деформации [15]. Стоит также отметить, что после темпформинга до e ∼ 1.4 сталь 25ХГМТ характеризуется формированием волокнистой текстуры деформации 〈001〉 || ND и 〈111〉 || ND, о чем говорит преобладание красного и синего цветов на карте кристаллографических ориентаций (рис. 1).

На рис. 2 представлены изображения тонкой структуры после темпформинга до e ∼ 1.4 при температурах 600 и 650°С, которые характеризуются слоистой субструктурой со средними поперечными размерами субзерен 450 и 550 нм, соответственно (табл. 1).

Темпформинг стали 25ХГМТ сопровождается образованием карбидов (цементит и Cr23C6, около 2% каждого, согласно Thermo-Calc, TCFE7) в ферритной матрице преимущественно на границах/субграницах зерен. Их размеры варьируются от 10 до 100 нм. Распределение карбидов после темпформинга однородно, хотя на большеугловых границах формируются относительно крупные частицы, а размер карбидов, выделившихся на малоугловых границах существенно меньше.

Ударная вязкость и фрактография. На рис. 3 представлены образцы стали 25ХГМТ, подвергнутой темпформингу, после испытаний на ударную вязкость в широком интервале температур с указанием значений работы разрушения (KV).

Почти все образцы исследуемой стали после темпформинга с e ∼ 0.8, демонстрируют полное разрушение после испытаний на ударную вязкость во всем температурном интервале (за исключением образцов T_ТФ = 600°C, e ∼ 0.8 и T_ТФ = 650°C, e ∼ 0.8 при испытании –90°С). Шарнирное и частичное разрушение наблюдается в образцах после темпформинга с e ∼ 1.4, что свидетельствует о более высоком значении поглощенной энергии удара [7]. Стоит отметить, что даже при температуре кипения жидкого азота –196°С образцы стали 25ХГМТ после темпформинга с e ∼ 1.4 не теряют способность к расслаиванию и сохраняют значения работы разрушения KV выше 200 Дж, в отличии от образцов после темпформинга с e ∼ 0.8, когда образцы разрушаются в результате распространения зигзагообразной трещины, а их работа разрушения не превышает 10 Дж.

Образцы стали после темпформинга с e ∼ 0.8 (рис. 4), демонстрируют вязкое разрушение при комнатной температуре с типичной картиной плоских ямок [7, 16]. С понижением температуры испытания механизм разрушения меняется на хрупкий, о чем свидетельствует наличие фасеток скола. Характер изломов образцов, испытанных на ударную вязкость при температурах до –40°С, становится смешанным: присутствуют как ямки, так и фасетки, а при температуре испытания ‒196°С излом становится полностью хрупким.

На рис. 5 и 6 представлены изображения поверхностей изломов стали, подвергнутой темпформингу с e ∼ 1.4, после испытаний на ударную вязкость при температурах 20, –40, –196°С. Представлены поверхности изломов, образовавшиеся в результате распространения трещины в направлении удара, т.е. перпендикулярно образцу (рис. 5a, 5в, 5д, 6a, 6в, 6д), и в результате распространения трещины перпендикулярно направлению удара, т.е. вдоль образца (рис. 5б, 5г, 5е, 6б, 6г, 6е). Независимо от температуры темпформинга с e ∼ 1.4 сталь 25ХГМТ характеризуется одинаковыми механизмами разрушения и поверхностями изломов во всем температурном диапазоне испытаний. Стоит отметить, что механизмы разрушения во всех образцах существенно зависят от направления распространения трещины. На поверхностях излома, возникших в результате распространения трещины в направлении удара, наблюдается типичный вязкий излом с ямочным разрушением.

С другой стороны, поверхности излома, которые связаны с распространением трещины перпендикулярно направлению удара, характеризуются хрупким разрушением, на что указывают фасетки скола. Транскристаллитное разрушение во всех образцах на рис. 5 и 6 характеризуется распространением трещины на большое расстояние, что приводит к огромной площади поверхности разрушения. Это типично для явления вязкого расслоения, когда скол, перпендикулярный направлению удара, предотвращает распространение трещины в направлении удара и, следовательно, увеличивает ударную вязкость за счет увеличения поглощенной энергии.

Необычное повышение ударной вязкости при уменьшении температуры испытания после темпформинга с e ∼ 1.4 объясняется различием интервалов когерентных плоскостей расслоения вдоль и поперек образца (L_ND и L_RD на рис. 7) [17, 18]. Длина когерентности плоскостей скола {001} в сталях после темпформинга максимальна в направлении прокатки (L_ND) и минимальна в поперечном направлении (L_RD). Соответственно, напряжение разрушения сколом в поперечном направлении (σ_C//ND на рис. 7) минимально, а вдоль направления прокатки (σ_C//RD) максимально, и это различие увеличивается с увеличением степени деформации при темпформинге. Напряжение течения (σ_T) характеризуется аналогичной анизотропией, но его вариация существенно меньше. В то же время σ_T сильно зависит от температуры. Таким образом, смена механизма разрушения при понижении температуры и переходе от интервала I к интервалу II (рис. 7) сопровождается повышением ударной вязкости, что связано с расслоением вдоль образца, когда σ_T превышает σ_C//ND. При дальнейшем понижении температуры, ударная вязкость падает, когда σ_T становится больше чем σ_C//RD.

ВЫВОДЫ

1. Темпформинг стали 25ХГМТ при температурах 600 и 650°С приводит к удлинению зерен вдоль направления прокатки и формированию пластинчатой микроструктуры. С увеличением истинной деформации в процессе темпформинга от 0.8 до 1.4 поперечный размер зерен уменьшается от 1.4 до 0.57 мкм при температуре 600°С и от 1.6 до 0.79 мкм при температуре 650°С. После темпформинга c e ∼ 1.4 экспериментальные образцы характеризуются наличием волокнистой текстуры деформации 〈001〉 || ND и 〈111〉 || ND. Темпформинг сопровождается выделением карбидов размерами от 10 до 100 нм преимущественно по границам зерен/субзерен.

2. Темпформинг образцов стали 25ХГМТ до e ∼ 0.8 позволяет сохранить значения работы разрушения на уровне, характерном для комнатной температуры испытаний, при понижении температуры испытаний до –90°С, при этом повышение температуры темпформинга увеличивает значения работы разрушения. Увеличение истинной деформации при темпформинге до 1.4 повышает работу разрушения, которая демонстрирует тенденцию к росту при понижении температуры испытания. Такое необычное повышение значений работы разрушения обусловлено расслоением образцов стали в направлении, перпендикулярном направлению удара. При температуре –196°С образцы после темпформинга с e ∼ 1.4 обладают KV выше 200 Дж, в отличии от образцов после темпформинга с e ∼ 0.8, которые разрушаются посредством распространения зигзагообразной трещины, а их значение KV не превышает 10 Дж.

Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда (проект № 20-19-00497). Авторы выражают благодарность центру коллективного пользования “Технологии и Материалы НИУ “БелГУ” за предоставленное оборудование для проведения структурных исследований и механических испытаний.