Введение

Настоящая статья продолжает цикл публикаций, посвященных исследованию поведения аустенитных литейных сталей Cr – Ni и Cr – Mn – Ni – Mo – V – N систем легирования при воздействии на них ударных нагрузок при низких температурах [1 – 3].При воздействии деформации и охлаждения многие аустенитные стали (например, стали с 17 – 19 % Cr и 8 – 10 % Ni) испытывают частичное мартенситное превращение. Метастабильные аустенитные нержавеющие стали термодинамически нестабильны, поэтому фазовое превращение в мартенсит может происходить из-за понижения температуры, упругих напряжений, пластической деформации или любой комбинации этих факторов [4]. Исследованиям условий, вызывающих это превращение, его механизму, стадийности, влиянию на механические свойства сталей посвящено значительное количество публикаций. В 80-х годах прошлого века вышли, например, работы [5; 6], посвященные аустенитным метастабильным Cr – Ni сталям, где были исследованы и описаны методы регулирования процесса деформационного мартенситного превращения и деформационного упрочнения метастабильного аустенита. Значительное число статей по тематике влияния низких температур и/или деформаций на образование мартенсита было опубликовано в 2000-е годы. В работах [7; 8] рассматривали образование ε-мартенсита при пластической деформации, в том числе при охлаждении [7]. Роль деформационного воздействия в изменении структуры и свойств аустенита была изучена в работах [9 – 11], а в статье [12] оценивали образование мартенсита под действием низких температур и деформаций. В работе [13] перечислены статьи, посвященные исследованию мартенситного превращения нержавеющей стали: 7 статей – при монотонном нагружении (растяжение, сжатие и кручение); 13 статей – при одноосном циклическом нагружении. Образование мартенсита при указанном превращении оказывает заметное влияние на свойства сталей. Отмечалось, что напряженное состояние вокруг вершины растущей или стационарной трещины зависит от фазового превращения, поскольку расширение твердой мартенситной фазы изменяет прочность материала в этой области [14]. Деформационный мартенсит эффективно снижает уровень напряжений, модифицирует поле напряжений в вершине трещины, тем самым повышая вязкость разрушения материала [15; 16]. Переход аустенита в мартенсит происходит в участках появления микротрещин. Их образование сопровождается локальной пластической деформацией ее вершины, но эта деформация вызывает мартенситное превращение, в результате чего прочность в этом месте увеличивается и разрушение прекращается. Такой эффект самоупрочнения в процессе эксплуатации позволяет деталям работать длительное время без разрушения [17].

С учётом изложенного, цель данной работы – рассмотрение механических свойств литейных сталей 05Х21АГ15Н8МФЛ и 18Cr – 10Ni при их испытаниях на статическое растяжение и на удар при низких температурах и фазовые превращения в метастабильном аустените стали 18Cr – 10Ni при одновременном воздействии низкой температуры и деформации (испытания на растяжение и ударный изгиб).

Материалы и методики исследования

Исследования стали 05Х21АГ15Н8МФЛ проводили на металле лабораторной отливки (плита толщиной 40 мм), отожженном при 1100 °С и затем охлажденном в воде. Материалом сравнения был металл центробежнолитой трубы из центробежнолитой стали 08Х18Н10–ЦЛ промышленного производства с химическим составом, отвечающим требованиям ГОСТ 5632–2014.

Химический состав сталей представлен в табл. 1.

Испытания на ударный изгиб проводились по ГОСТ 9454–78 и ГОСТ 22848–77 на установке Amsler RKP 450 Zwick/Roell с энергией удара копра 450 Дж.

Из половинок ударных образцов, испытанных при комнатной температуре, были изготовлены миниатюрные образцы для испытаний на растяжение. Такой подход гарантировал, что испытанию подвергается металл с теми же особенностями литой структуры, того же фазового состава, что и при испытаниях на ударный изгиб. Испытания на растяжение проводили по ГОСТ 1497–84 и ГОСТ 11150–84 на 10-т установке Instron 3382. Скорость растяжения во всех случаях составляла 1 мм/мин.

Микростуруктуру выявляли с использованием травителя: 3 части HCl + 1 часть HNO3 + 1 часть глицерина. Исследование микроструктуры шлифов осуществляли на световом микроскопе Olympus GX51 и сканирующем электронном микроскопе Tescan Vega II SBU c приставкой для энергодисперсионного микроанализа INCA Energy 300. Этот же микроскоп использовали для фрактографического анализа.

Содержание феррита и мартенситной фазы в аустените оценивали магнитометрическим методом (ферритометр МВП-2М) и при исследовании микроструктуры.

Расчетные оценки стабильности аустенита изученных сталей получали, определяя:

– Мн – температуру начала мартенситного превращения;

– Мd (30/50) – температуру, при которой 50 % мартенсита образуется под воздействием истинного напряжения деформации в 30 %.

Для оценки Мн использовали уравнение Т. Гладмена, В. Холмса, Ф. Пикеринга [18] (1). Для оценки Мd (30/50) использовали уравнение Т. Гладмена, Дж. Хаммонда и Ф. Марша [19] (2):

Результаты исследования

Известно, что при низких температурах металлические материалы демонстрируют повышенный уровень прочностных характеристик. При испытаниях на растяжение образцы литой стали 12Х18Н10–ЦЛ показали во всем диапазоне пониженных температур относительно невысокий и практически неизменный предел текучести (от 360 до 400 МПа, рис. 1, а), более низкий, чем у стали 05Х21АГ15Н8МФЛ (рис. 1, б). Так, при –70 °С она уступает азотистой стали по этому показателю в ~1,8 раза, при –110 °С – в 2 раза. Легированная азотом сталь демонстрирует тенденцию плавного умеренного прироста характеристик прочности при незначительном снижении пластичности по мере понижения температуры испытаний (рис. 1, б, в). Пластичность обеих сталей и при –40 и при –110 °С сохраняется на высоком уровне (рис. 1, в). Предел прочности стали 12Х18Н1Т–ЦЛ при снижении температуры испытаний возрастает значительно, в отличие от азотосодержащей стали, и при –110 °С он составляет 1280 МПа.

Различие в поведении изученных сталей в процессе растяжения при низкой температуре хорошо видно из сопоставления инженерных кривых растяжения (рис. 2). Их вид для азотистой стали не отличается от тех, какие наблюдаются в процессе растяжения при комнатной температуре (рис. 2, а). У стали 12Х18Н10–ЦЛ на кривых «напряжение – деформация», полученных при –40, –70 и –110 °С, по достижении определенной степени равномерного удлинения наблюдается перегиб, и далее при растяжении образцы упрочнялись более интенсивно, что видно по изменению наклона кривых (рис. 2, б). При этом для температур –40 и –70 °С разница в упрочнениии после этого перегиба была минимальна, а при температуре растяжения –110 °С интенсификация процесса упрочнения после точки перегиба была существенно более значительной, чем при –40 и –70 °С.

Такое различие в виде инженерных кривых (перегиб на кривых и интенсификацию упрочнения с нарастанием степени дефомации металла стали 12Х18Н10–ЦЛ и отсутствие этого эффекта у азотистой стали) можно объяснить превращением аустенита в мартенсит деформации, протекающим в Cr – Ni стали, и не происходящим в аустените Cr – Mn – Ni – Mo – V – N стали. Как отмечалось в обзоре литературы, такое превращение характерно для метастабильных деформируемых аустенитных Cr – Ni сталей. Действительно, до испытания обе стали имели структуры с характерными для литого (рис. 3, а) и центробежнолитого металла (рис. 3, б) после кратковременного отжига морфологией и фазовым составом (аустенит и δ-феррит). Однако, в отличие от стали 05Х21АГ15Н8МФЛ, на шлифе стали 12Х18Н10–ЦЛ, испытанной при –110 °С, в структуре наблюдались характерные для такого процесса признаки (рис. 3, в).

Была проведена расчётная оценка стабильности аустенита обеих исследованных сталей по формулам (1) и (2). Полученные для стали 05Х21АГ15Н8МФЛ значения Мн и Мd (30/50) намного ниже температуры абсолютного нуля означают, что для её аустенита невозможно мартенситное превращение (табл. 2). Значения Мн и Мd (30/50) , полученные для стали 12Х18Н10–ЦЛ, подтверждают неизбежность образования в этой стали мартенсита как при охлаждении до криогенной температуры, так и при деформации в условиях охлаждения при пониженной климатической температуре.

Образование мартенсита под воздействием факторов деформации и охлаждения могло сказаться не только на ходе кривых растяжения стали 12Х18Н10–ЦЛ и её прочностных характеристиках при пониженных температурах, но и на форме кривой температурной зависимости ударной вязкости этой стали при охлаждении. У этой стали в интервале от –40 до –70 °С возникла тенденция к плавному снижению ударной вязкости (рис. 4, кривая 3), однако она не реализовалась при дальнейшем снижении температуры, что видно по результатам испытаний при –110 °С (рис. 4, кривая 4). С учетом приведенных выше данных авторы предположили, что это произошло за счет деформационного мартенситного превращения и упрочнения поверхностного слоя в зоне распространения трещины.

Чтобы проверить сделанное заключение, были выполнены магнитометрические измерения (рис. 5, б) на половинках ударных образцов обеих сталей, испытанных по схеме, показанной на рис. 5, а, в интервале температур от +20 до –110 °С. Замеры проводили на боковой поверхности половинки ударного образца в зоне 1 (пластического деформирования под поверхностью излома) и в зоне 2 (у противоположного края образца, где не происходила деформация). Для ударного образца стали 12Х18Н10–ЦЛ, испытанного при +20 °С, измерения количества ферромагнитной фазы в зоне 1 под поверхностью излома и в зоне 2 дают одинаковый результат, количество ферромагнитной фазы составляет ~3 % (рис. 5, б) и эта фаза – остаточный δ-феррит (см. микроструктуры на рис. 3). Количество ферромагнитной фазы в зоне 2 с понижением температуры испытаний возрастает от исходного не более чем на 1,0 – 1,5 % (рис. 5, б), тогда как для металла стали 12Х18Н10–ЦЛ в зоне 1 наблюдается прирост ферромагнитной фазы с понижением температуры и для образца, испытанного при –110 °С, он составил ~12,5 %.

Образование мартенсита деформации должно было отразиться на виде излома стали 12Х18Н10–ЦЛ, испытанной на ударный изгиб при –110 °С (рис. 6).

Под воздействием динамической нагрузки и низкой температуры в изломе не только сформировались фасетки внутризеренного разрушения (рис. 6, а), но и произошло мартенситное превращение, сформировавшее в поверхностном слое хрупкие пакеты ламелей, как на рис. 6, б – г. Как демонстрирует рис. 6, б, в случае однородного аустенита (очень большие зёрна литого аустенита) длина мартенситных пластин, образующихся на начальном этапе, связана с размером аустенитных зерен. Крупные аустенитные зерна приводят к образованию крупного мартенсита, более склонного к образованию микротрещин. Следует также отметить, что в изломе доля участков с вязкой ямочной компонентой, характерной для аустенита, мала (на представленных фото наиболее заметные из таких участков обведены линией). Это свидетельствует о том, что в зоне раскрытия трещины, на поверхности излома, образовался мартенсит деформации.

Обсуждение результатов исследования

Выявленные особенности поведения стали 12Х18Н10 в литом состоянии при статической деформации и ударном изгибе при пониженных температурах не имеют принципиального отличия от поведения метастабильных Cr – Ni сталей в подобных условиях. Аналогичные представленным на рис. 2, б инженерные кривые «напряжение – деформация» были получены, например, в работах [10; 20; 21] (рис. 7, а). Их ход изменяется с параболического (при комнатной температуре) на сигмоидальный с понижением температуры деформации. При этом после начальной текучести и пологого наклона или плато-диапазона первого упрочнения по достижении первой точки перегиба (точки критического значения деформации) происходит значительное упрочнение. Это увеличение прочности во время второго упрочнения является значительным. Оно трактуется как деформационное упрочнение, вызванное фазовым превращением.

Это обстоятельство, вкупе с обнаружением ферромагнитной фазы в поверхностном слое излома (рис. 5) и структуры излома, полученной при –110 °С, совершенно не характерной для аустенитной стали, дает все основания считать, что при совместном воздействии деформации и низкой температуры в деформируемом слое стали 12Х18Н10Т–ЦЛ образуется мартенсит деформации. Именно образованием этого мартенсита деформации для образцов, испытанных при –110 °С на ударный изгиб и на растяжение, можно объяснить:

– более высокие значения ударной вязкости, чем можно было ожидать при плавном ходе кривой KCV = f (tисп );

– очень высокий предел прочности стали 12Х18Н10–ЦЛ, характерный для мартенситных сталей.

Соответственно, вид кривых на рис. 2, б и полученные значения характеристик прочности (рис. 1, а) подтверждают, что при снижении температуры деформации доля деформационно-индуцированного мартенсита возрастает, также растет и прочность стали.

Для изученной в данной работе стали 12Х18Н10Т–ЦЛ пороговая (критическая) деформация εcr ~ 22 % для образцов, подвергнутых растяжению при –40 и –70 °С. При снижении температуры деформации до –110 °С она уменьшается до ~15 % (рис. 2, б), что полностью согласуется с литературными данными [21 – 23] о том, что снижение температуры деформации сдвигает первую точку перегиба на кривой σ – ε в сторону более низких деформаций.

Комментируя испытания на ударный изгиб, авторы полагают, что схема разрушения ударного образца, в котором образуется мартенсит деформации (рис. 7, б) [24], коррелирует с развитием микротрещины на участке излома, представленным на рис. 6, б. По данным работы [24] зарождение микротрещин происходит вдоль габитусных плоскостей мартенситных пакетов и реек, а распространяются они вдоль их границ. При этом размеры микрокомпонентов макротрещины коррелируют с размерами мартенситных реек и пакетов стали. Направление распространения микротрещины меняется при пересечении границы между пакетами, но она практически всегда остаётся параллельной направлению <111> мартенсита.

Обсуждая механизмы процесса образования мартенсита деформации, можно отметить следующее. После прохождения первой точки перегиба аустенитная сталь быстро упрочняется из-за образования пластин мартенсита под действием деформации внутри полос деформации, что препятствует дальнейшему движению дислокаций [22]. В работе [8] изучены метастабильные Cr – Ni аустенитизированные стали после деформации:

– 10Х18Н9 с небольшим количеством δ-феррита (тип 1);

– 12Х18Н10Т без δ-феррита (тип 2).

Было установлено, что деформация не вызвала образования ε-мартенсита, превращение аустенита в мартенсит происходило:

– в стали типа 1 по схеме γ + δ → γ′ + δ + α′;

– в стали типа 2 по схеме γ → γ′ → γ′ + α′.

Эксперименты [25] по испытаниям сталей 304 и 304L на растяжение in-situ в просвечивающем электронном микроскопе при температурах от +25 °C до –100 °C показали, что аустенитная фаза γ (ГЦК) может трансформироваться как в ε-мартенсит (ГПУ), так и в α′-мартенсит (ОЦК), а ε-мартенсит (ГПУ) может далее трансформироваться в α′-мартенсит (ОЦК). Действительно, в настоящее время для метастабильных сталей признаны следующие механизмы образования мартенсита деформации [26; 27]:

– γ → ε (1);

– γ → ε → α′ (2);

– прямое превращение γ → α′ (3).

Механизм превращения с образованием ε-мартенсита обычно реализуется в материалах с более низкой энергией дефектов упаковки (ЭДУ), тогда как прямое превращение обычно протекает в материалах с более высокой ЭДУ [28 – 31]. Отмечалось [10], что полосы сдвига могут быть ε-мартенситом, механическими двойниками, плотными дефектами упаковки или границами двойников. Однако по мере нарастания степени пластической деформации ε-мартенсит в конечном итоге превращается в α′-мартенсит, и после больших деформаций в нержавеющих сталях серии 304 наблюдается только α′-мартенсит. По данным из различных источников, приведенным в работе [25], инициированный деформацией мартенсит наблюдается только при ЭДУ в диапазоне от 10 до 20 мДж/м2 включительно. При ЭДУ от 20 до 50 мДж/м2 преимущественно происходит деформационное двойникование, а при ЭДУ ≥50 мДж/м2 доминирующим механизмом является скольжение.

В свете изложенного, авторы попытались оценить ЭДУ стали 12Х18Н10Т–ЦЛ при –110 °С. Для оценки ЭДУ при комнатной температуре расчётным методом была использована формула [32]

Расчётное значение ЭДУ стали 12Х18Н10Т–ЦЛ составило 41,3.

Опираясь на расчётные и экспериментальные данные работы [30], в которой было показано влияние снижения температуры на величину ЭДУ аустенитной стали (кривая 1 на рис. 8, а) приняли, что для стали 12Х18Н10Т–ЦЛ будет реализовываться аналогичная температурная зависимость ЭДУ от температуры (пунктирная кривая 2 на рис. 8, а). В этом случае температуре –110 °С отвечает значение ЭДУ = 18 мДж/м2.

При всей условности приведенного расчёта он соответствует выявленному факту образования мартенсита деформации в стали 12Х18Н10Т–ЦЛ, для чего, согласно данным работы [26], величина ЭДУ должна быть в диапазоне 10 – 20 мДж/м2. Из-за снижения ЭДУ при более низких температурах деформации превращение α′-мартенсита облегчается и инициируется при более низких деформациях растяжения, что подразумевает ускоренную кинетику образования мартенсита под действием деформации по сравнению с более высокими температурами деформации [31]. Сопоставление микроструктур на рис. 8, б и 3, б дополнительно подтверждает проведенную авторами идентификацию фазы, добавившейся к аустениту и δ-ферриту после деформации при –110 °С как у мартенсита деформации.

Выше обсуждалось совместное влияние температуры и деформации на образование мартенсита. Ещё один фактор – скорость деформации. Скорость растяжения образцов составляла 1 мм/мин, тогда как при испытаниях на ударный изгиб скорость деформации аустенитной стали существенно выше, она может варьироваться от 10–3 до ≥10–5 с−1. Считается, что более низкие скорости деформации включают движение дислокаций и образование мартенсита. Исследований метастабильных сталей при испытаниях на ударный изгиб немного. Согласно работе [33] морфология мартенсита, образовавшегося под действием статических и динамических упругих напряжений, различна. Под действием динамических напряжений образуется мартенсит, структура которого имеет вид блока (пакета) параллельных кристаллов примерно одинаковой ширины, ориентированных в определенном порядке, зависящем от кристаллографического направления приложенных нагрузок. Отмечалось, что на вязкость разрушения положительно влияет мартенситное превращение, вызванное деформацией, оно может изменить характер разрушения [35]. В тоже время, на основе экспериментов по совместному воздействию низких температур и деформаций, указывалось, что высокая скорость приложения нагрузки в ходе ударных испытаний практически полностью подавляет фазовые превращения (сталь 12Х18Н10Т [12]) или снижает степень превращения аустенита в мартенсит (сталь 10Х14АГ20 [36]). Отмечалось [12], что при ударном нагружении в области низких температур сталь 12Х18Н10Т ведет себя более пластично, чем при статическом, что объяснялось разогревом образцов при высокоскоростном ударном нагружении. В работе [37] образцы стали (Fe – 30 мас. %, Mn – 9 мас. %, Al – 0,65 мас. %), не испытывавшей фазового превращения, выказывали увеличение ударной вязкости под влиянием роста скорости деформации (при скорости 7,5 м/с ударная вязкость составила 209,5 Дж/см2, а при 30 м/с увеличилась на 15,5 %). В работе [38] исследовали низкотемпературную ударную вязкость стали 07Х17АГ19 с 0,53 % N. Были подтверждены данные работы [12]: при низкой скорости нагружения при испытаниях на растяжение происходило превращение γ → ε, а при высокой скорости нагружения при ударном испытании сталь сохраняла стабильность аустенита. При фрактографическом и рентгеноструктурном анализе присутствие ε-мартенсита выявлено не было.

Авторы в данной работе определили, что сталь 12Х18Н10Т–ЦЛ при низкотемпературном ударном нагружении проявляет несколько большую ударную вязкость, чем ожидалось из наметившегося хода кривой KCV = f (tохл ) (рис. 4). Однако, поскольку было выявлено присутствие низкотемпературного мартенсита деформации в изломе, авторы приписывают сохранение достаточно высокого уровня ударной вязкости данной литой стали именно упрочняющему действию мартенсита деформации, образовавшемуся в поверхностном слое перед фронтом раскрывающейся трещины.

Выводы

Изучены механические свойства, структура и фазовый состав литейных сталей 05Х21АГ15Н8МФЛ и 12Х18Н10–ЦЛ при испытаниях на растяжение при пониженных температурах. Установлено, что в стали 05Х21АГ15Н8МФЛ при статическом нагружении при криогенной температуре структура аустенита остается стабильной, тогда как аустенит стали 12Х18Н10–ЦЛ испытывает мартенситное превращение по достижении критической степени деформации в процессе испытаний при низких температурах. При этом, как показало сопоставление инженерных кривых «σ, МПа – ε, %» с прочностными характеристиками, с понижением температуры испытаний снижается степень критической деформации εкр , вызывающей старт мартенситного превращения, и увеличивается количество мартенсита деформации.

Оценена склонность к образованию мартенсита деформации при динамическом ударном нагружении при криогенной температуре –110 °С. В поверхностном слое излома образца стали 12Х18Н10–ЦЛ перед фронтом трещины образуется мартенсит деформации, упрочняющий сталь и способствующий более высокому уровню ударной вязкости стали при данной температуре. Сталь 05Х21АГ15Н8МФЛ не проявила склонности к образованию мартенсита в изломе при криогенной температуре испытаний на удар.

Выявленная стабильность аустенита стали 05Х21АГ15Н8МФЛ и метастабильность аустенита стали 12Х18Н10–ЦЛ к мартенситному превращению, индуцированному деформацией при статическом и ударном нагружении, согласуется с результатами расчётов температур Мн и Мd (30/50) обеих сталей и расчётной оценкой величины ЭДУ, проведенной для стали 12Х18Н10–ЦЛ.