Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 8, стр. 831-837

ВВЕДЕНИЕ

Развитие науки и техники требует создания конструкционных материалов, отличающихся высокой прочностью и пластичностью. В настоящее время аустенитные коррозионно-стойкие стали являются востребованными в широком спектре применений, благодаря высокой коррозионной стойкости в различных средах. Одним из эффективных способов повышения механической прочности аустенитных сталей является структурное упрочнение по закону Холла–Петча за счет уменьшения размера зерен [1, 2]. Наиболее перспективным методом измельчения структуры металлических материалов является интенсивная пластическая деформация или большая пластическая деформация при пониженных температурах [3]. В результате такой деформационной обработки дополнительный вклад в прочность может вносить дислокационное упрочнение по соотношению Тейлора [4, 5]. Общим недостатком сильнодеформированных металлических материалов является низкое относительное удлинение [6, 7]. Частично пластичность в сильнодеформированных материалах может быть восстановлена в результате последующего отжига при температуре, исключающей развитие прерывистой рекристаллизации. Прерывистая рекристаллизация характеризуется значительным ростом зерен [8], что не позволит сохранить ультрамелкозернистую структуру с размером зерен менее 1 мкм. Выгодное сочетание прочностных и пластических характеристик было достигнуто в процессе отжига сильнодеформированных аустенитных сталей в интервале температур 700–750°С [9–11]. Однако на стабильность ультрамелкозернистой структуры будет влиять не только температура, но и длительность отжига. В работе Burke и Turnbull была предложена зависимость, описывающая изменение размера зерен (D) от времени отжига (t) в случае развития собирательной (непрерывной) рекристаллизации или нормального роста зерен, а именно D² ~ KγV_At, где K – константа, γ – поверхностная энергия границы, V_A – атомный объем [12]. Изменение плотности дислокаций (ρ) в процессе их аннигиляции при отжиге было описано зависимостью dρ/dt = –C_Rρ², где C_R – константа [8]. Кроме того, в процессе отжига при температуре выше 600°С в аустенитных коррозионно-стойких сталях могут выделяться вторые фазы [13], влияние которых на стабильность зерен к укрупнению требует детального изучения. Таким образом, цель настоящего исследования заключается в изучении влияния длительности отжига при температуре 700°С на стабильность ультрамелкозернистой структуры в аустенитных коррозионно-стойких сталях 304L и 316L.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

Для проведения исследований использовали аустенитные коррозионно-стойкие стали типа AISI 304L (химический состав: основа Fe–0.05%C–18.2%Cr–8.8%Ni–1.7%Mn–0.4%Si–0.05%P–0.04%S, аналог 03Х19Н10) и AISI 316L (химический состав: основа Fe–0.04%C–17.3%Cr–10.7%Ni–1.7%Mn–0.4%Si–0.04%P–0.05%S–2%Mo, аналог 03Х17Н12М2). Слитки сталей были перекованы при температуре 1100°С на заготовки в виде прутков квадратного сечения 30 × 30 мм². После горячей ковки был проведен высокотемпературный отжиг при температуре 1100°С в течение 30 мин с последующим охлаждением в воду. Полученные в результате горячей ковки и высокотемпературного отжига исходные заготовки были прокатаны в лист при температуре 200°С до истинной деформаций е = 3 (е = ln(h₀/h_k), где h₀, h_k – начальная и конечная толщина стального листа).

После прокатки был проведен отжиг при температуре 700°С в течение 30, 60, 120 и 480 мин с последующим охлаждением в воду. Структурные исследования были выполнены с помощью растрового электронного микроскопа Nova Nanosem 450, оснащенного детектором регистрации обратно-рассеянных электронов (метод EBSD), и просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEOL JEM-2100. Размер зерен определяли методом случайных секущих в направлении, перпендикулярном направлению прокатки по EBSD-картам (в расчет принимали только высокоугловые границы (ВУГ) с углом разориентировки не менее 15°). Плотность дислокаций определяли по точкам выхода дислокаций на поверхность фольги с помощью ПЭМ. Идентификацию частиц вторичных фаз проводили по анализу микродифракций, полученных в ПЭМ. Механические испытания на растяжение проводили при скорости движения траверсы 2 мм/мин на плоских образцах с длиной рабочей части 16 мм и начальной площадью поперечного сечения 1.5 × 3 мм² с помощью испытательной машины фирмы Instron.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Тонкая структура исследуемых сталей после прокатки при температуре 200°С до истинной деформации е = 3 показана на рис. 1. Структура катаных сталей представлена ультрамелкими кристаллитами, о чем свидетельствуют кольцевые электроннограмы. Кристаллиты вытянуты вдоль направления прокатки, поэтому имеют пластинчатую морфологию, а их поперечный размер составил около 100–150 нм. Стоит отметить, что на электронограмме стали 304L видны яркие дифракционные максимумы {022} и {112} от α'-Fe. На электроннограмме стали 316L наблюдается только слабый рефлекс {112} от α'-Fe. Таким образом, прокатка при 200°С до больших пластических деформаций сопровождается развитием мартенситного превращения [14]. Часто кристаллиты мартенсита деформации наблюдаются в микрополосах сдвига, где они чередуются с кристаллитами аустенита (рис. 1а, ТП). Доля мартенсита деформации после прокатки при 200°С составила около 25 и 3% в стали 304L и 316L соответственно. После прокатки при комнатной температуре до е = 3 доля мартенсита деформации составила около 80% в стали 304L и 25% в стали 316L [7, 15]. Кроме того, в структуре возможно формирование гетерогенных областей в форме “глаза” (“eye” domain [16]), которые показаны пунктирными линиями на рис. 1. Данные гетерогенные области состоят из тонких пластин двойников, что подтверждается картинами микродифракций, и окружены микрополосами сдвига – участками структуры, которые характеризуются искривлением кристаллитов в результате сдвига. Расстояние между двойниками в области “глаза” составило около 50 нм. Ориентация кристаллитов внутри самих микрополос сдвига отличается от ориентации кристаллитов в остальной структуре. Формирование этих гетерогенных областей связано с развитием микрополос сдвига в разных направлениях, что приводит к их пересечению между собой и перерезанию двойниковых прослоек. В результате двойниковые прослойки оказываются охваченными микрополосами сдвига с четырех сторон. Тонкая структура после прокатки при 200°С подобна тонкой структуре после прокатки при комнатной температуре, хотя отличается размером кристаллитов и долей мартенсита деформации [7, 14, 15].

Микроструктура (в виде ориентационных EBSD-карт с наложенной схемой границ) исследуемых сталей 304L и 316L после прокатки при 200°С до истинной деформации е = 3 и последующего отжига при температуре 700°С показана на рис. 2. Тонкая структура после отжига исследуемых сталей 304L и 316L показана на рис. 3 и 4 соответственно. Отжиг при 700°С катаных сталей 304L и 316L приводит к развитию непрерывной рекристаллизации, которая более активно протекает в стали 304L, а также полному обратному α' → γ-превращению. Микроструктура стали 304L уже после 30-минутного отжига представлена относительно равноосными зернами, в то время как пластинчатая морфология зерен сохраняется в стали 316L. В микроструктуре стали 316L наблюдается большое число малоугловых границ деформационного происхождения. Так как непрерывная рекристаллизация связана с перераспределением дислокаций во время отжига, в тонкой структуре стали 304L после отжига в интервале 30–120 мин наблюдаются зерна размером 500–700 нм с низкой плотностью дислокаций, которые чередуются с ультрамелкими кристаллитами (рис. 3а–3в). Тонкая структура стали 316L существенно не меняется в процессе увеличения длительности отжига от 30 до 120 мин и очень похожа на тонкую структуру после прокатки (рис. 4а–4в).

Первые крупные рекристаллизованные зерна появляются в структуре стали 316L только после увеличения длительности отжига до 480 мин. Более высокая стабильность стали 316L к непрерывной рекристаллизации и росту зерен связана с ее легированием молибденом в отличие от стали 304L. Молибден, находясь в твердом растворе, подавляет диффузионные процессы и препятствует миграции границ зерен. Увеличение длительности отжига до 480 мин приводит к выделению фазы Лавеса (Fe₂Mo), обогащенной молибденом (рис. 4г).

Стоит отметить, что в процессе отжига при 700°С в обеих сталях происходит выделение карбидов Cr₂₃C₆ (рис. 3г, 4г, 5). После коротких отжигов (60 мин) карбиды Cr₂₃C₆ имеют небольшие размеры (длина не более 300 нм, как видно из рис. 5), а с увеличением длительности отжига до 480 мин они увеличиваются в размерах и могут принимать сложную морфологию схожую с морфологией (суб)зерен (рис. 4г). Карбиды Cr₂₃C₆ выделяются одновременно в обеих сталях, которые характеризуются разной стабильностью к укрупнению зерен, что свидетельствует об отсутствии влияния этих карбидов на миграцию границ зерен при их росте.

Дополнительное влияние на стабильность к укрупнению зерен оказывает наличие в структуре гетерогенных областей в форме “глаза”, полученных предварительной прокаткой. Данные области препятствуют быстрому росту рекристаллизованных зерен внутрь этих гетерогенных областей, состоящих из нанодвойниковой структуры (рис. 5).

Влияние длительности отжига на размер зерен и плотность дислокаций в исследуемых сталях 304L и 316L показано на рис. 6. Увеличение длительности отжига от 30 до 120 мин приводит к постепенному увеличению размера зерен от 550 до 720 нм в стали 304L, и от 300 до 400 нм в стали 316L. С последующим увеличением длительности отжига до 480 минут размер зерен увеличивается более чем в 2 раза и достигает значений около 1550 и 850 нм в стали 304L и 316L соответственно. Стоит отметить, что средний размер зерен в стали 316L не превысил 1 мкм после отжига при 700°С длительностью 480 мин, т.е. структура остается ультрамелкозернистой. Изменение размера зерен от времени отжига в обеих сталях было описано с помощь зависимости D ~ m × t ^0.5 (m –константа) [11], которая была выведена из теоритической модели для нормального роста зерен в процессе отжига, предложенной в работе Burke и Turnbull [12]. В результате аппроксимации экспериментальных значений размера зерен (на рис. 6) с помощью предложенной выше зависимости были получены коэффициенты m = 70 [нм/мин^0.5] для стали 304L и m = 40 [нм/мин^0.5] для стали 316L. Значение коэффициента m больше в стали 304L, которая характеризуется более быстрой кинетикой роста зерен.

Плотность дислокаций резко уменьшается в обеих сталях с увеличением длительности отжига от 30 до 120 мин (от 8 до 2 × 10¹⁴ м^–2 в стали 304L; от 16 до 12 × 10¹⁴ м^–2 в стали 316L), а с последующим увеличением длительности отжига до 480 мин существенно не изменяется. Влияние времени отжига на изменение плотности дислокаций было описано с помощь зависимости ρ ~ k₁ + k₂ × t ^–1 (где k₁ и k₂ – константы). Данная зависимость была получена на основании модели аннигиляции дислокаций в процессе отжига, предложенной в работе Humphreys и Hatherly [8], и с помощью нее была аппроксимирована плотность дислокаций на рис. 6. В результате данной аппроксимации были получены следующие значения коэффициентов: k₁ = 0.3 [10¹⁴ м^–2] и k₂ = 230 [10¹⁴ м^–2 мин] для стали 304L; а также k₁ = 10 [10¹⁴ м^–2] и k₂ = = 190 [10¹⁴ м^–2 мин] для стали 316L. Стоит отметить, что коэффициент k₂ для двух сталей имеет близкое значение, что сказывается на подобии кривых. Исследуемые стали существенно отличаются значением коэффициента k₁, который меньше на два порядка в стали 304L. Кривая, описывающая изменение плотности дислокаций от длительности отжига, для стали 304L лежит гораздо ниже кривой для стали 316L, что свидетельствует о влиянии коэффициента k₁ на положение кривых.

Длительность отжига оказывает влияние на прочность исследуемых сталей (рис. 7). Предел текучести (σ_0,2) постепенно уменьшается в стали 304L от 770 до 580 МПа с увеличением длительности отжига от 30 до 480 мин. В стали 316L предел текучести существенно не изменяется при отжиге в интервале 30–120 минут (1030 МПа < σ_0.2 < 980 МПа), и только с увеличением длительности отжига до 480 мин снижается до 740 МПа.

Для изменения предела текучести в процессе отжига катаной стали 316L была предложена зависимость, включающая зернограничное и дислокационное упрочнение [11]:

где σ₀ – упрочнение за счет сил трения решетки, G – модуль сдвига (81000 МПа), b – вектор Бюргерса (0.25 нм), K_y и α-константы. В работе [11] при аппроксимации экспериментальных данных были получены следующие коэффициенты K_y = = 0.4 MПa м^0.5 и α = 0.22. Подставив эти коэффициенты и σ₀ = 160 МПа [9] в уравнение (1), были получены рассчитанные значения предела текучести исследуемых сталей. Стоит отметить, что рассчитанные данные хорошо согласуются с экспериментальными значениями предела текучести для исследуемых сталей (рис. 7). Следовательно, предложенный расчет может быть использован для прогнозирования изменения предела текучести в процессе отжига аустенитных коррозионностойких сталей с разной стабильностью к укрупнению зерен.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Прокатка сталей 304L и 316L при температуре 200°С до е = 3 приводит к формированию ультрамелкокристаллической структуры с гетерогенными областями в форме “глаза”. Такие гетерогенные области ограничены микрополосами сдвига и внутри состоят из нанодвойников. Данные области могут сохраняться в процессе последующего отжига. Отжиг при 700°С катаных сталей 304L и 316L приводит к развитию непрерывной рекристаллизации и росту зерен. Сталь 316L характеризуется более медленной кинетикой роста зерен, чем сталь 304L. Размер зерен составил 400 и 700 нм в стали 316L и 304L соответственно, после отжига в течение 120 мин. Более высокая стабильность ультрамелкозернистой структуры в стали 316L в процессе отжига связана с ее легированием молибденом. Пока молибден находится в твердом растворе, он подавляет диффузию и миграцию границ зерен в процессе отжига, поэтому непрерывная рекристаллизация развивается слабо и размер зерен заметно не изменяется. Увеличение длительности отжига до 480 мин приводит к выделению фазы Лавеса. Выделение карбидов Cr₂₃C₆ в обеих сталях не оказывает заметного влияния на стабильность размера зерен к укрупнению. Изменение размера зерен и плотности дислокаций от времени отжига было описано с помощь зависимости D ~ m × t^0.5 и ρ ~ k₁ + k₂ × t^–1, где m, k₁ и k₂ – константы. Предел текучести обеих сталей можно выразить уравнением σ_0.2 = σ₀ + K_yD^–0.5 + αGbρ^0.5, где σ₀ = 160 МПа, K_y = 0.4 MПa м^0.5, α = 0.22.

Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 19-38-60047.