О влиянии нагрева на неоднородность деформации биметалла углеродистая сталь – нержавеющая сталь

Введение

Эксплуатация материалов в условиях одновременного воздействия механических нагрузок и высоких температур в энергетическом или нефтеперерабатывающем оборудовании требует разработки новых методов оценки их работоспособности [1], которые учитывают влияние различных видов структурно-механической неоднородности [2 – 4]. Несмотря на то, что биметаллические материалы обладают высокой прочностью, они весьма чувствительны к расслоению на интерфейсе. Дефекты типа расслоение могут появляться в процессе изготовления и эксплуатации биметаллических материалов, что в определенной степени сдерживает их применение в промышленности [5 – 8]. Неравномерность деформации биметаллических композиций при прокатке зависит от соотношения сопротивлений деформации составляющих, исходных толщин слоев и порядка их укладки, параметров очага деформации, а также от контактных сил трения и касательных напряжений на интерфейсе [9 – 12]. Такая неравномерность деформации биметаллических композиций оказывает отрицательное влияние на процесс прокатки и свойства биметалла, так как приводит к возникновению значительных остаточных напряжений, которые могут вызывать расслоение биметалла, его изгиб, коробление и разрыв более твердых слоев [13 – 16].

Весьма перспективное направление развития технологии лазерной наплавки с помощью мощных лазеров – использование наплавляемого материала в виде сплошных и порошковых металлических лент [17; 18]. Основным стимулом к переходу от традиционных технологий получения покрытий (термическое напыление, дуговая наплавка) к лазерным служит более высокое качество получаемых покрытий, что обусловлено низким коэффициентом перемешивания наплавляемого материала с материалом подложки при более высоких адгезионных характеристиках [19].

В связи с тем, что протекающие вблизи интерфейса процессы при лазерной наплавке могут оказывать воздействие на свойства материала [20], целью настоящей работы являлось изучение влияния температурно-временных факторов на неоднородность пластической деформации биметаллической пластины.

Материалы и методы исследования

Для исследований неоднородности деформаций выбран биметалл низкоуглеродистая сталь марки Ст3 / нержавеющая сталь AISI 304, полученный методом лазерной наплавки. Толщина основного слоя низкоуглеродистой стали Ст3 составляет примерно 6 мм, толщина наплавленного слоя из нержавеющей стали AISI 304 – примерно 1 мм. Лазерную наплавку с использованием присадочной проволоки проводили на пластины из низкоуглеродистой стали Ст3 на экспериментальной установке Института физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН. Подачу присадочной проволоки в зону лазерного воздействия осуществляли с помощью стандартной дуговой горелки и сварочного полуавтомата ПДГО-601. В качестве наплавляемого материала при такой схеме лазерной наплавки использовали присадочную проволоку из нержавеющей стали AISI 304 (диаметр 1,0 мм). Производительность лазерной наплавки присадочной проволоки с помощью волоконного лазера ЛС-15 (мощностью 15 кВт) составляла 130 – 170 г/мин при ширине наплавленных валиков 0,8 – 1,5 мм. Режимы наплавки подбирали таким образом, чтобы обеспечить однородное монолитное покрытие по заранее отработанным технологическим режимам: ширина сканирования (примерно 30 мм), мощность лазерного излучения (4 кВт), скорость (65 мм/мин). Сканирование осуществляли в «треугольном» режиме с частотой 25 Гц. Металлографические исследования шлифов и рентгеновский анализ показали, что во всех образцах отсутствуют поры, трещины и нерасплавленные частицы порошка.

При нагреве биметаллов различного химического состава скорость и направление диффузии углерода и легирующих элементов зависят от температуры нагрева [3]. После термической обработки образцов (вакуумный нагрев до 700 °С с выдержкой в течение 2, 4, 6 и 8 ч) распределение химических элементов в составе сталей по толщине биметаллической пластины фиксировали на растровом электронном микроскопе LEO EVO 50 (Carl Zeiss, Германия) c приставкой Oxford Instruments для рентгеновского дисперсионного микроанализа (Центр коллективного пользования «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН). Для измерений микротвердости методом восстановленного отпечатка в соответствии с ГОСТ 9450 – 76 использовали микротвердомер ПМТ-3.

Регистрацию полей деформаций плоских образцов с размерами рабочей части 50×7×2 мм осуществляли в процессе механических испытаний на одноосное растяжение на испытательной машине Walter+Bai LFM-125 со скоростью деформации 6,67·10\(^–\)⁵ с\(^–\)¹ при комнатной температуре синхронно с использованием адаптированной методики спекл-фотографии, описанной в работах [21 – 23]. Наиболее естественной для визуализации и анализа компонентой тензора пластической дисторсии обычно является локальное удлинение в направлении оси растяжения образца ε_xx. Распределения сдвиговых и поворотных компонент имеют более сложный вид и поэтому менее удобны для анализа. Получаемые таким образом распределения отражают приросты локальных деформаций, а не их интегральные значения с начала процесса нагружения. На рис. 1, а приведен типичный пример такого распределения локальных деформаций ε_xx(x, y) по образцу в состоянии после лазерной наплавки при общей деформации растяжения 0,01. Из представленных данных следует, что за пределом текучести пластическая деформация локализована в определенных зонах образца, в то время как другие объемы материала при заданном приросте деформации практически не деформируются. Для количественной оценки степени неоднородности деформации разных слоев биметалла (подложки и наплавки) использовался коэффициент вариации локальных деформаций ε_xx как отношение стандартного отклонения к средней арифметической величинe n измерений:

\[\nu  = \frac{{\sqrt {\frac{1}{n}\sum\limits_{i = 1}^n {{{\left( {\left\langle {{\varepsilon _{xx}}} \right\rangle - {\varepsilon _{x{x_i}}}} \right)}^2}} } }}{{\left\langle {{\varepsilon _{xx}}} \right\rangle }},\]

где \(\left\langle {{\varepsilon _{xx}}} \right\rangle = \frac{{\sum\limits_1^n {{\varepsilon _{x{x_i}}}} }}{n}\).

Считается, что при ν > 0,4 распределение локальных удлинений ε_xx в образце становится существенно неоднородным, а величина \(\left\langle {{\varepsilon _{xx}}} \right\rangle \) является не репрезентативной [24].

Результаты исследований и их обсуждение

Твердость в зоне соединения биметалла оказалась значительно выше твердости подложки и наплавки вне этой зоны (рис. 1, б). После термической обработки с увеличением времени нагрева средний уровень твердости подложки и наплавки становится значительно ниже, но вблизи зоны соединения сохраняется градиент упрочнения двух сталей.

На рис. 2 показано влияние времени нагрева на распределение основных элементов (железа, хрома, никеля, марганца) по толщине образца. Видно, что влияние нагрева оказывается не существенным в каждой из сталей по сравнению с исходным состоянием без термической обработки.

Между низкоуглеродистой и нержавеющей сталью фиксируется переходный слой (I), в котором содержания железа, хрома, никеля и марганца изменяются по линейному закону. Глубина диффузии хрома и никеля в основной слой низкоуглеродистой стали достигает 20 мкм. При нагреве происходят диффузия легирующих элементов из аустенитной стали в углеродистую (перлитную) и диффузия углерода в обратном направлении.

На рис. 3, а показано влияние времени нагрева на распределение углерода по толщине образца.

В распределении содержания углерода в направлении от углеродистой стали к нержавеющей за переходным слоем (I) выделяются обезуглероженный (II) и науглероженный (III) слои, толщина которых изменяется с продолжительностью нагрева. С ростом длительности отжига увеличивающаяся обезуглероженная ферритная зона со стороны углеродистой стали характеризуется низкой прочностью, и это отражается на снижении предела прочности биметалла (рис. 3, б). Диффузия хрома из аустенитной фазы и углерода в обратном направлении приводит к образованию тонкого карбидного слоя со стороны углеродистой стали.

Структурная и химическая неоднородности вблизи поверхности раздела слоев подложки и наплавки оказывают влияние на характер развития пластической деформации вблизи переходной зоны. Условием совместности деформации на поверхности раздела биметалла является равенство деформации микрообъемов металла, прилегающих непосредственно к поверхности раздела. Как следствие, должны быть одинаковыми и уровни неоднородности деформации микрообъемов слоев на поверхности раздела, оцениваемые с помощью коэффициента вариации локальных деформаций ν. Обеспечение указанных условий сопровождается усложнением напряженного состояния в этих областях.

На рис. 4 показано влияние термической обработки на изменение коэффициентa вариации ν, отражающего степень неоднородности деформации, вблизи переходной зоны биметалла на начальных этапах деформации. В биметалле в состоянии после лазерной наплавки уровни неоднородности деформации микрообъемов приграничных зон со стороны нержавеющей и углеродистой сталей различаются почти в два раза (рис. 4, кривая 1). Для микрообъемов обезуглероженной зоны, непосредственно примыкающих к поверхности раздела, характерен, как и для состояния после наплавки (рис. 4, кривая 1), пониженный уровень неоднородности деформации. Наличие карбидной прослойки приводит к зарождению микротрещин и более неоднородному распределению локальных деформаций и в науглероженном слое аустенитной стали при общей деформации ε = 0,01. В работе [23] показано, что на площадке текучести биметалла зародившаяся в основном слое стали Ст3 полоса Людерса может играть роль «клина» согласно модели расклинивания Баренблатта [25], и тем самым инициировать зарождение трещины в плакирующем слое. Благодаря высокому уровню локальных напряжений на границе раздела полоса Людерса способствует образованию мартенситной α′-фазы и зарождению одиночных зон локализованной деформации в наплавленном слое на начальном участке пластического течения.

После термической обработки с увеличением времени отжига (рис. 4, кривые 2 – 5) коэффициенты вариации неоднородности деформации подложки и наплавленного металла становятся значительно выше, и вблизи зоны соединения сохраняется различный уровень неоднородности деформаций двух сталей. Статистический анализ с использованием метода двойного t-критерия [24] показал, что отличие коэффициентов вариации неоднородности деформации для подложки и наплавленного металла «значимо».

Таким образом, в настоящей работе показано влияние структурной неоднородности вблизи поверхности раздела слоев на распределения локальных деформаций в условиях одноосного растяжения биметалла, полученного методом лазерной наплавки. Характер неоднородности деформации в переходной зоне и основных слоях отличается, что может отражаться на свойствах изделий из биметалла. Для предотвращения снижения механических свойств биметаллов типа углеродистая сталь – нержавеющая сталь необходимо выбирать технологические режимы их получения, обеспечивающие минимальный уровень неоднородности деформации микрообъемов в переходной зоне.

Выводы

В зоне соединения наблюдается значительное упрочнение биметалла, полученного методом лазерной наплавки. Последующий нагрев до 700 °С с выдержкой от 2 до 8 ч не уменьшает градиент упрочнения, что связано с образованием карбидной прослойки вследствие диффузии компонентов.

Термическая обработка приводит к росту обезуглероженного слоя со стороны углеродистой стали и снижению предела прочности биметалла.

Высокие значения коэффициента вариации локальных деформаций в науглероженном слое наплавленного металла обусловлены повышением концентрации деформаций из-за наличия карбидов хрома и микротрещин. Увеличение длительности отжига приводит к росту коэффициентов вариации неоднородности деформации подложки и наплавленного металла.