Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях

Рассмотрено влияние интенсивной пластической деформации (ИПД) на дестабилизацию γ-фазы в метастабильных и стабильных аустенитных сталях. Показано, что увеличение степени и уменьшение температуры деформации приводит к образованию ферромагнитной фазы в исследованных материалах. Influence of severe pla...

Full description

Saved in:

Bibliographic Details
Published in:	Физика и техника высоких давлений
Date:	2003
Main Authors:	Дерягин, А.И., Эфрос, Б.М., Завалишин, В.А., Лоладзе, Л.В., Эфрос, Н.Б., Пилюгин, В.П.
Format:	Article
Language:	Russian
Published:	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2003
Online Access:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168008
Tags:	Add Tag No Tags, Be the first to tag this record!
Journal Title:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Cite this:	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях / А.И. Дерягин, Б.М. Эфрос, В.А. Завалишин, Л.В. Лоладзе, Н.Б. Эфрос, В.П. Пилюгин // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 55-67. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. .

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-168008
record_format	dspace
spelling	Дерягин, А.И. Эфрос, Б.М. Завалишин, В.А. Лоладзе, Л.В. Эфрос, Н.Б. Пилюгин, В.П. 2020-04-18T19:42:05Z 2020-04-18T19:42:05Z 2003 Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях / А.И. Дерягин, Б.М. Эфрос, В.А. Завалишин, Л.В. Лоладзе, Н.Б. Эфрос, В.П. Пилюгин // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 55-67. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. . 0868-5924 PACS: 81.40.Vw, 75.30.Kz https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168008 Рассмотрено влияние интенсивной пластической деформации (ИПД) на дестабилизацию γ-фазы в метастабильных и стабильных аустенитных сталях. Показано, что увеличение степени и уменьшение температуры деформации приводит к образованию ферромагнитной фазы в исследованных материалах. Influence of severe plastic deformation (SPD) on γ-phase destabilization in metastable and stable austenitic steels has been studied. It is shown that an increase in the degree and a decrease in the temperature of deformation result in the formation of ferromagnetic phase in materials under investigation. ru Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України Физика и техника высоких давлений Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях Вплив інтенсивної пластичної деформації на утворення α-мартенситу у метастабільних і стабільних аустенiтних сталях Influence of severe plastic deformation on the formation of α-martensite in metastable and stable austenitic steels Article published earlier
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
title	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
spellingShingle	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях Дерягин, А.И. Эфрос, Б.М. Завалишин, В.А. Лоладзе, Л.В. Эфрос, Н.Б. Пилюгин, В.П.
title_short	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
title_full	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
title_fullStr	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
title_full_unstemmed	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
title_sort	влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях
author	Дерягин, А.И. Эфрос, Б.М. Завалишин, В.А. Лоладзе, Л.В. Эфрос, Н.Б. Пилюгин, В.П.
author_facet	Дерягин, А.И. Эфрос, Б.М. Завалишин, В.А. Лоладзе, Л.В. Эфрос, Н.Б. Пилюгин, В.П.
publishDate	2003
language	Russian
container_title	Физика и техника высоких давлений
publisher	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
format	Article
title_alt	Вплив інтенсивної пластичної деформації на утворення α-мартенситу у метастабільних і стабільних аустенiтних сталях Influence of severe plastic deformation on the formation of α-martensite in metastable and stable austenitic steels
description	Рассмотрено влияние интенсивной пластической деформации (ИПД) на дестабилизацию γ-фазы в метастабильных и стабильных аустенитных сталях. Показано, что увеличение степени и уменьшение температуры деформации приводит к образованию ферромагнитной фазы в исследованных материалах. Influence of severe plastic deformation (SPD) on γ-phase destabilization in metastable and stable austenitic steels has been studied. It is shown that an increase in the degree and a decrease in the temperature of deformation result in the formation of ferromagnetic phase in materials under investigation.
issn	0868-5924
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168008
citation_txt	Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях / А.И. Дерягин, Б.М. Эфрос, В.А. Завалишин, Л.В. Лоладзе, Н.Б. Эфрос, В.П. Пилюгин // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 55-67. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. .
work_keys_str_mv	AT derâginai vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT éfrosbm vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT zavališinva vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT loladzelv vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT éfrosnb vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT pilûginvp vliânieintensivnoiplastičeskoideformaciinaobrazovanieαmartensitavmetastabilʹnyhistabilʹnyhaustenitnyhstalâh AT derâginai vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT éfrosbm vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT zavališinva vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT loladzelv vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT éfrosnb vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT pilûginvp vplivíntensivnoíplastičnoídeformacíínautvorennâαmartensituumetastabílʹnihístabílʹnihaustenitnihstalâh AT derâginai influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels AT éfrosbm influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels AT zavališinva influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels AT loladzelv influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels AT éfrosnb influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels AT pilûginvp influenceofsevereplasticdeformationontheformationofαmartensiteinmetastableandstableausteniticsteels
first_indexed	2025-11-25T22:29:26Z
last_indexed	2025-11-25T22:29:26Z
_version_	1850561020953624576
fulltext	Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 55 PACS: 81.40.Vw, 75.30.Kz А.И. Дерягин1, Б.М. Эфрос2, В.А. Завалишин1, Л.В. Лоладзе2, Н.Б. Эфрос2, В.П. Пилюгин1 ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ОБРАЗОВАНИЕ -МАРТЕНСИТА В МЕТАСТАБИЛЬНЫХ И СТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЯХ 1Институт физики металлов УрО РАН Россия, 620219, г. Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 2Донецкий физико-технический институт им. А.А. Галкина НАН Украины 83114, г. Донецк, ул. Р. Люксембург, 72 Статья поступила в редакцию 27 июня 2002 года Рассмотрено влияние интенсивной пластической деформации (ИПД) на дестабили- зацию -фазы в метастабильных и стабильных аустенитных сталях. Показано, что увеличение степени и уменьшение температуры деформации приводит к образова- нию ферромагнитной фазы в исследованных материалах. Введение Образование ферромагнитного ОЦК-мартенсита деформации в метаста- бильных аустенитных сталях широко известно и используется в качестве уп- рочняющего фактора для материалов данного класса 13. Однако появле- ние ферромагнитных фаз при деформации может наблюдаться и в относи- тельно стабильных аустенитных сталях, например в сталях типа 50Г13 и вы- соколегированных сплавах и сталях на основе FeMnCr-твердого раствора 4,5. При этом, как правило, происходит образование ферромагнитных фаз с высокой дисперсностью, концентрация которых может составлять порядка 0.0010.1 mass%, что не позволяет их идентифицировать традиционными ме- тодами. В этой связи целесообразно использование метода магнитометрии, кото- рый является наиболее высокочувствительным и однозначным способом идентификации ферромагнитных фаз высокой дисперсности в аустенитной структуре сталей и сплавов. Кроме того, применение этого метода в исследо- ваниях может также инициировать поиск эффективных способов повышения концентрации данных фаз с целью создания условий их надежного иденти- фицирования традиционными способами, например методом просвечиваю- щей электронной микроскопии (ПЭМ). Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 56 Одной из основных задач в настоящей работе было изучение зависимости удельной намагниченности  от напряженности магнитного поля H для об- разцов метастабильных и стабильных аустенитных сталей после обработки различными методами ИПД с целью выявления и изучения ферромагнитных фаз деформации. Материалы и методика эксперимента Для исследования были выбраны 5 сталей на основе FeMn- и FeCrNi- твердого раствора: 05Г20, 03Х18Н8, 110Г13 (сталь Гадфильда), 45Г17Ю3 и 10Х18А0.6Г20 стандартного химического состава 6,7. После ковки на заго- товки сечением 10  10 mm образцы подвергали закалке от температур 9501100C в воде. ИПД образцов сталей 110Г13, 45Г17Ю3 и 10Х18A0.6Г20 осуществляли холодной прокаткой в гладких валках со степенями обжатия  до 95 и 30% соответственно при комнатной и криогенной (196С) температурах. Кроме того, образцы стали 10Х18A0.6Г20 дополнительно обрабатывали кручением под давлением (P = 10 GPa) на установке с наковальнями Бриджмена конст- рукции ИФМ УрО РАН со степенями логарифмической деформации e до 10 и 5 соответственно при комнатной и криогенной температурах [8]. Образцы сталей 05Г20 и 03Х18Н8 подвергали ИПД одноосным сжатием на установке высокого давления с алмазными наковальнями конструкции ДонФТИ НАН Украины со степенями обжатия  до 90% при комнатной тем- пературе 9. Магнитные измерения проводились методом Фарадея 10 на установке конструкции ИФМ УрО РАН в интервале температур от комнатной до 650C в магнитном поле до 10 kOe. Погрешность измерения напряженности маг- нитного поля H составляла 0.5%, а погрешность измерения удельной намаг- ниченности  в полях H  1 kOe  1%. Структуры образцов исследовали на электронном микроскопе JEM-200CX на просвет в режимах светло- и темнопольного изображений и микродифрак- ции 11. Результаты эксперимента и обсуждение 1. Метастабильная сталь 05Г20 На рис. 1,а представлены зависимости удельной намагниченности  от напряженности магнитного поля H для образцов метастабильной двухфазной (+)-стали 05Г20 после ИПД одноосным сжатием в алмазных наковальнях со степенями обжатия  до 90% при комнатной температуре. После закалки в структуре стали содержится 55% ГЦК--фазы и 45% ГПУ--фазы. В исход- ном (недеформированном) состоянии зависимость (Н) имеет нелинейный характер, что свиде-тельствует о присутствии в образце ферромагнитной со- ставляющей в виде кластеров, которые, по-видимому, обусловливают фор- мирование супермагнитного состояния. Последнее наиболее ве-роятно связа- но с образованием мелкодисперсных (раз-мером 110 nm) кластеров ферро- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 57 магнитной ОЦК--фа-зы, количество которых состав- ляет 0.2 vol.% в структуре. С ростом степени обжатия  зависимости (Н) распола- гаются существенно выше по величине  относительно исходной кривой, при этом нелинейный характер увели- чивается (рис. 1,а). Данные кривые (Н), как и в исход- ном состоянии, проходят че- рез начало координат без признаков проявления гисте- резиса, что свидетельствует о росте объемной доли кластеров -фазы, однако их размеры практически не изменяются. При максимальной степени обжатия   90% количество -фазы составляет порядка 1.2 vol.%. На рис. 1,б показана зависимость приращения () (() = ()H   ()0) для образцов деформированной стали 05Г20, построенная по кривым (Н) (рис. 1,а) для величины H = 10 kOe. Видно, что с повышением степени обжатия  значение  монотонно возрастает, что свидетельствует о моно- тонном увеличении количества -фазы. Таким образом, возникающая при пластической деформации ГПУ--фаза является парамагнитной и, следовательно, не может привести к наблюдаемой нелинейной зависимости (Н). Существенный прирост удельной намагни- ченности с увеличением степени обжатия  (при  = 90% значение  выше в 7 раз, чем при  = 0), наличие нелинейной зависимости (Н), а также отсутст- вие гистерезиса в данных кривых могут быть обусловлены монотонным воз- растанием ферромагнитной ОЦК--фазы, которая, очевидно, имеет кластер- ный характер. 2. Метастабильная сталь 03Х18Н8 На рис. 2,а представлены зависимости (H) для образцов метастабильной двухфазной (+)-стали 03Х18Н8 после ИПД одноосным сжатием в алмаз- ных наковальнях со степенями обжатия  до 90% при комнатной температу- ре. После закалки структура стали содержит 95% ГЦК--фазы и 5% ОЦК-- фазы. Поэтому как в исходном (недеформированном) состоянии, так и после ИПД исследованные образцы являются ферромагнетиками, которые характе- ризуются величиной намагниченности насыщения s в пределах 40–58 G·cm3·g, уз-кой петлей гистерезиса и значением коэрцитив-ной силы Hc  20 Oe. С повышением степени обжатия  величина s растет, а после дос- тижения максимума ( = = 40%) – уменьшается (рис. 2,б). В деформированных образцах так-же обна- ружено уменьшение начальной восприимчивости 0 от 0.33 (при  = Рис. 1. Зависимости (Н) (а) и () (б) образцов деформированной стали 05Г20: а: 1 –  = = 0%, 2 – 20, 3 – 40, 4 – 60, 5 – 90; б – H = = 10 kOe Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 58 = 0) до 0.28 cm3·g (  40%), при этом величи- на коэрцитивной силы Hc практически не из- меняется. На наш взгляд, мож- но предложить следую- щие причины наблю- даемых изменений маг- нитных свойств образ- цов стали 03Х18Н8 при ИПД. Рост намагничен- ности насыщения s может свидетельство- вать об образовании в процессе пластической деформации ферромагнитных выделений, кластеров либо фазы, обогащенной железом или никелем. В этом случае удельная на- магниченность s будет превышать величину s стали 03Х18Н8 в более го- могенном (исходном) состоянии. Если предположить, что данные выделения имеют никелевую основу (они возможны на границах зерен при пластиче- ской деформации), то их содержание по изменению величины приращения  при   40% можно оценить в 8.5 mass%, а в случае выделений на основе же- леза  3 mass%. Для окончательного выяснения природы данных выделений необходимы дальнейшие исследования. Уменьшение начальной восприим- чивости с ростом , по-видимому, обусловлено повышением уровня внутрен- них остаточных напряжений. Снижение намагниченности насыщения при   40% связано с преоблада- нием роли барического фактора над деформационным 9, что может приво- дить к уменьшению количества ферромагнитных фаз, обладающих меньшей удельной плотностью по сравнению с аустенитом. 3. Сталь Гадфильда 110Г13 Сталь Гадфильда в исходном состоянии является парамагнитной, т.е. име- ет линейную зависимость (Н) (рис. 3,а, кривая 1). После закалки структура стали содержит 100% ГЦК--фазы. После ИПД холодной прокаткой при ком- натной температуре со степенями обжатия   30% наблюдается отчетливый гистерезис зависимости (Н), что однозначно свидетельствует о появлении ферромагнитной фазы (рис. 3,а, кривые 2 и 3). С ростом степени деформации  величина  возрастает (рис. 3,б). Появление ферромагнитной фазы может быть обусловлено образованием как ОЦК--фазы деформации, так и карби- дов типа (Fe, Mn)3C. Анализ результатов изменения величины коэрцитивной силы Hc позволил оценить размер частиц -фазы, который составляет вели- чину порядка 2·10 m. Рис. 2. Зависимости (Н) (а) и () (б) образцов де- формированной стали 03Х18Н8: а: 1 –  = 0%, 2 – 20, 3 – 40, 4 – 60, 5 – 90; б – H = 10 kOe Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 59 Рис. 3. Зависимости (Н) (а) и () (б) образцов деформированной стали Гадфильда: а: 1 –  = 0%, 2 – 30, 3 – 50; б – H = 2.5 kOe Рис. 4. Зависимости (Т) образцов деформированной стали Гадфильда (H = 3 kOe): 1 –  = 0%, 2 – 50 Термомагнитные исследования (Т) показали, что для недеформирован- ных образцов (рис. 4, кривая 1) намагниченность слабо возрастает по мере увеличения температуры. Однако температурная зависимость  образцов стали Гадфильда после деформации со степенью  = 50% (рис. 4, кривая 2) существенно отличается от (Т) недеформированных образцов. При повыше- нии температуры до T  240C удельная намагниченность уменьшается, а да- лее с ростом температуры при T  240C величина  начинает расти, при этом ход зависимости (Т) при нагреве выше 240C имеет необратимый ха- рактер. Вогнутый ход кривой (Т) при нагреве свидетельствует о присутст- вии ферромагнитных карбидов типа (Fe, Mn)3C, имеющих температуру Кюри Tc  215C (отмечена стрелкой на рис. 4). Поскольку при данной температуре намагниченность в деформированном состоянии остается существенно выше, чем величина  в недеформированном состоянии, то, следовательно, можно заключить, что основной вклад в повышение намагниченности при холодной прокатке вносит не цементит, а -мартенсит деформации, для которого Tc  600С. Рост намагниченности при T  240C связан с распадом аустенита на ферритокарбидную смесь. Это примерно на 180C ниже, чем для недеформи- рованной стали в закаленном состоянии, что, по-видимому, обусловлено на- личием зародышей -фазы в деформированной стали Гадфильда. Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 60 4. Аустенитная сталь 45Г17Ю3 Аналогичные явления, обнаруженные выше, наблюдаются и в случае ста- бильной марганцевой аустенитной стали 45Г17Ю3, которая так же, как и сталь Гадфильда, в исходном состоянии содержит 100% ГЦК--фазы и, сле- довательно, является парамагнитной (рис. 5,а, кривая 1). Предварительная ИПД холодной прокаткой образцов стали 45Г17Ю3 при комнатной темпера- туре с логарифмическими степенями деформации   20–90% (рис. 5,а, кри- вые 25) приводит к появлению отчетливого гистерезиса в зависимостях (Н), что свидетельствует об образовании ферромагнитной фазы, количество которой уве-личивается с ростом степени . После ИПД со степенью  = = 90% количество -мартен-сита деформации в структуре образца, оцененное по приросту удельной намагниченности, составляет  2.3 mass%. Так как в процессе ИПД не происходит заметного изменения коэрцитивной силы Hc, можно сделать вывод, что размеры кристаллов -фазы не изменяются, но растет их число по мере увеличения степени обжатия  (рис. 5,б). Оценка количества -фазы по данным магнитометриче- ского анализа внушает уверен- ность в перспективности ис- пользования метода ПЭМ для обнаружения -мартенсита деформации в данной стали 11. На рис. 6 представлено светлопольное изображение края полосы некристаллогра- фического сдвига, в котором наблюдаются сильная фраг- ментация и разворот аустенит- ных фрагментов на большие углы после ИПД со степенью  = 90%. Микроэлектронограм- ма, полученная от этой зоны, является практически кольце- вой (рис. 6, правый нижний участок). Прилегающие к зоне некристаллографического сдвига области (ле- вый верхний участок) имеют практически одну исходную ориентацию с монокристальной дифракцией. Дис- Рис. 5. Зависимости (Н) (а) и () (б) образ- цов деформированной стали 45Г17Ю3: а: 1 –  = 0%, 2 – 30, 3 – 60, 4 – 80, 5 – 90; б – H = = 5 kOe Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 61 Рис. 6. Светлопольное изображение края полосы некристаллографического сдвига и микродифракции от разных ее участков (см. текст) структуры образца деформиро- ванной стали 45Г17Ю3 ( = 90%, Tdef = 20C) Рис. 7. Темнопольное изображение дисперсных кристаллов -мартенсита в рефлексе (200) для фрагментированного участка структуры образца деформированной стали 45Г17Ю3 ( = 90%, Tdef = 20C) персные ферромагнитные кристаллы -мартенсита обнаружены именно в фрагментированных участках некристаллографического сдвига. На рис. 7 приведено темнопольное изображение дисперсных кристаллов -мартенсита в рефлексе типа (200). Размеры данных кристаллов находятся в пределах 320 nm, при этом их толщина составляет  3 nm. Анализ результатов термомагнитных исследований дает основание для предположения, что наличие зародышей -фазы в структуре деформирован- ной стали 45Г17Ю3 ( = 90%) инициирует прямое -превращение при по- следующем термическом отпуске в области T = 550C, а при повышении температуры до T = 650C – обратное -превращение (рис. 8). 5. Аустенитная сталь 10Х18А0.6Г20 После закалки в структуре высокоазотистой стали 10Х18А0.6Г20 (концен- трация азота составляет 0.62 mass%) содержится 100% ГЦК--фазы, которая считается суперстабильной по отношению к -деформацион-ному мар- тенситному превращению (ДМП) 7. Прокатка образцов данной стали при комнатной температуре приводит к монотонному повышению твердости HRC c ростом степени деформации  (рис. 9, кривая 1), что обусловлено воз- никновением в процессе деформации дефектов упаковки, деформационных двойников и кристаллов ГПУ--мартенсита. Количество кри-сталлов - мартенсита возрастает с увеличением степени деформации, что подтвержда- ется повышением дилатометрического эффекта L/L (рис. 9, Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 62 Рис. 8. Зависимость (Т) образца деформированной стали 45Г17Ю3 ( = 90%, Tdef = = 20C) (выдержка при данной температуре отпуска  = 30 min) Рис. 9. Зависимости HRC() (1) и L/L() (2) образцов деформированной стали 10Х18A0.6Г20 (3 – значение L/L образца после деформации с  = 6% при T = = –196C) кривая 2). Однако дилатометрический эффект после деформации при T = 196С почти в 3 раза больше (на рис. 9 отмечено знаком *) по сравне- нию с деформацией при комнатной температуре, что обусловлено образова- нием -мартенсита деформации (за меру относительного содержания дефор- мационных двойников и -мартенсита в соответствии с методикой 12 при- нимали величину дилатометрического эффекта L/L = (L – L1)/L1, где L и L1 – длина образцов соответственно при комнатной температуре и после нагрева до 400С). В исходном состоянии сталь 10Х18А0.6Г20 является парамагнитной (рис. 10, кривая 1). ИПД прокаткой при комнатной температуре до высоких степеней деформации (  95%) практически не изменяет ход зависимости Рис. 10. Зависимости (Н) образцов деформированной стали 10Х18А0.6Г20: 1 –  = 0; 2 – прокатка,  = 60%; 3 – прокатка,  = 95%; 4 – кручение, е  10, P = = 10 GPa; 5 – кручение, е = 5, P = 10 GPa; 2–4 – Tdef = 20C; 5 – Tdef = –196C Рис. 11. Зависимости (Н) образцов деформированной стали 10Х18А0.6Г20: 1 –  = = 0; 2 – прокатка,   30%, Tdef = –196C; 3 – прокатка,   30%, Tdef = –196C + + термический отпуск при T = 550C (выдержка  = 20 min) Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 63 (Н), что подтверждает высокую стабильность высокоазотистого аустенита к -ДМП (рис. 10, кривые 2 и 3). Однако после деформации прокаткой со степенью   30% при криогенной температуре Tdef  196C наблюдается отчетливый гистерезис зависимости (Н) (рис. 11, кривая 2), что свидетель- ствует о появлении в аустените ферромагнитной ОЦК--фазы. После нагрева образца этой стали, содержащего ферромагнитную -фазу, до температуры T = 550C (изотермическая выдержка 20 min) и охлаждения до комнатной тем- пературы гистерезис (Н) сохранился (рис. 11, кривая 3), что свидетельствует об отсутствии -превращения в этих условиях нагрева. На рис. 12,а приведены изотермические зависимости (Н) образцов стали 10Х18А0.6Г20 после деформации прокаткой со степенью   30% при Tdef = 196C, с помощью которых можно оценить температуру перехода ферро- магнитной фазы в парамагнитное состояние. Анализ полученных результатов (Н) позволил построить зависимость приращения , обусловленного нали- чием ферромагнитной фазы, от температуры (рис. 12,б). Плавный (без пере- гибов) ход зависимости (Т) свидетельствует, что образец исследованной стали не содержит ферромагнитных фаз с Tc  400C. По перегибу зависимо- сти (Т) обнаружено, что температура Кюри образовавшейся при деформа- ции ферромагнитной фазы составляет рекордно низкое значение Tc  400C. Для определения температуры -превращения образцы выдерживали 20 min при Т  500C, а затем при комнатной температуре измеряли зависимость (Н). Анализ показал, что после отжига при T = = 640C образец становится парамагнитным и имеет зависимость (Н), пол- ностью совпадающую с аналогичной зависимостью для -фазы, т.е. темпера- тура -превращения на 240C выше температуры Кюри образовавшейся ферромагнитной фазы. Оценка по коэрцитивной силе Hc = 200 Oe дает раз- мер кристаллов -мартенсита порядка 1020 nm, а концентрация мартенсит- ных кристаллов, вычисленная по приросту намагниченности , составляет  0.02 mass%. Можно предположить, что данная концентрация -мартенсита обусловлена -превращением в сильно фрагментированных участках полос некристаллографического сдвига. Если вышесказанное предположение верно, то концентрацию участков, имеющих сильно фрагментированную структуру, можно увеличить, исполь- зуя ИПД кручением под высоким давлением в наковальнях Бриджмена 13. После ИПД кручением стали 10Х18А0.6Г20 в наковальнях Бриджмена со степенью е = 10 (P = 10 GPa) уже при комнатной температуре обнаружен гистерезис зависимости (Н) (см. рис. 10, кривая 4) и примерно в 10 раз уве- личение удельной намагниченности, что свидетельствует о значительно большей концентрации ( 0.2 mass%) ферромагнитной фазы. Структурные исследования методом ПЭМ показали, что сформированная -фаза при ИПД является ультрамикрокристаллической с размерами зерен-фрагментов  100 nm и между фрагментами имеет место значительная азимутальная ра- зориентировка (рис. 13). Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 64 Рис. 12. Зависимости (Н) (а) и (T) (б) образцов деформированной стали 10Х18А0.6Г20 (прокатка,   30%, Tdef = –196C): а: 1 – Tmeas = 20C; 2 – 100; 3 – 200; 4 – 300; 5 – 450; 6 – 550; 7 – 550 ( = 0) ИПД со степенью е = 5 (P = 10 GPa) при криогенной температуре Tdef = = 196C существенно увеличивает концентрацию ферромагнитной фазы до  2 mass% (см. рис. 10, кривая 5). Термомагнитные измерения показали, что при температуре Т = 550С начинается заметный рост удельной намагничен- ности, которая существенно увеличивается при возврате к комнатной темпе- ратуре. Это свидетельствует о распаде аустенита, инициированном высокой концентрацией микрокристаллитов -мартенсита, с образованием феррита. Данный факт подтверждается электронно-микроскопическими исследова- ниями (рис. 14), где в сильно фрагментированной нанокристалличе- Рис. 13. Светлопольное изображение фрагментированной структуры образца дефор- мированной стали 10Х18А0.6Г20 (кручение, е  10, P = 10 GPa, Tdef = 20C) (в правом верхнем углу приведена микродифракция от данного участка) Рис. 14. Светлопольное изображение участка фрагментированной структуры образца деформированной стали 10Х18А0.6Г20 (кручение, е  5, P = 10 GPa, Tdef = = –196C): А – аустенит; М – мартенсит (в правом верхнем углу приведена микроди- фракция от данного участка для кристаллов -мартенсита в рефлексе типа (111)110 и аустенита в рефлексе (111)220) Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 65 ской структуре аустенита отчетливо выявляются области -фазы. На рис. 15 видно, что виртуальная температура Кюри -мартенсита составляет  620С. Распад аустенита в области температур порядка T = 550С, не наблюдавший- ся ранее, вероятно, обусловлен не только более высокой концентрацией мик- рокристаллитов -мартенсита, но и процессами расслоения при ИПД сталей 14. Это приводит к образованию микрообластей с пониженным содержани- ем марганца, которые близки к метастабильному состоянию аустенита в дан- ной стали. Выводы Исследована зависимость удельной намагниченности  от напряженности магнитного поля Н для образцов различных метастабильных и стабильных аустенитных сталей после деформации различными методами ИПД. Полученные результаты свидетельствуют, что использование ИПД в усло- виях высокого давления может приводить к значительной дестабилизации стабильных аустенитных сталей по отношению к ()-ДМП и изменению магнитных свойств ферромагнитной фазы. Отмечено, что в стали 10Х18А0.6Г20 образовавшийся мартенсит деформации имеет рекордно низ- кую температуру Кюри для ферромагнитной -фазы Tc  400C. 1. М.А. Филиппов, В.С. Литвинов, Ю.Р. Немировский, Стали с метастабильным ау- стенитом, Металлургия, Москва (1988). 2. В.В. Сагарадзе, А.И. Уваров, Упрочнение аустенитных сталей, Наука, Москва (1989). 3. B.M. Efros, S.V. Gladkovskii, L.V. Loladze, High Pressure Research 5, 900 (1990). 4. В.А. Завалишин, А.И. Дерягин, В.В. Сагарадзе, Л.Г. Коршунов, ФММ 62, 916 (1986). 5. В.А. Шабашов, С.В. Мамаев, Г.А. Волков, ФММ 75, № 1, 54 (1993). 6. М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер, Специальные стали, Металлургия, Москва (1985). 7. A.S. Domareva, A.A. Dobrikov, B.M. Efros, Y.E. Beygelzimer, V.N. Varyukhin, High Pressure Research 15, 221 (1997). 8. B.M. Efros, V.P. Pilyugin, S.V. Gladkovskii, Defects and Diffusion Forum 208–209, 263 (2002). 9. B.I. Beresnev, B.M. Efros, Physica 139, 910 (1986). Рис. 15. Зависимости (T) образцов деформирован- ной стали 10Х18А0.6Г20 (кручение, е  5, P = = 10 GPa, Tdef = –196C): 1–6 – циклы нагрева и охлаждения Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 66 10. И.В. Свечкарев, ПТЭ № 4, 142 (1963). 11. Л.М. Утевский, Дифракционная электронная микроскопия, Металлургия, Москва (1973). 12. Т.П. Васечкина, В.Г. Пушин, А.Н. Уксусников, А.И. Уваров, ФММ 46, 965 (1978). 13. В.П. Пилюгин, Б.М. Эфрос, С.В. Гладковский, А.М. Пацелов, Е.Г. Чернышев, ФТВД 11, № 2, 78 (2000). 14. В.А. Завалишин, А.И. Дерягин, В.В Сагарадзе, ФММ 92, № 1, 51 (2001). A.I. Deryagin, B.M. Efros, V.A. Zavalishin, L.V. Loladze, N.B. Efros, V.P. Pilyugin INFLUENCE OF SEVERE PLASTIC DEFORMATION ON THE FORMATION OF -MARTENSITE IN METASTABLE AND STABLE AUSTENITIC STEELS Influence of severe plastic deformation (SPD) on -phase destabilization in metastable and stable austenitic steels has been studied. It is shown that an increase in the degree and a de- crease in the temperature of deformation result in the formation of ferromagnetic phase in materials under investigation. Fig. 1. (Н) (а) and () (б) dependences of specimens of the deformed steel 05Г20: а: 1 –  = 0%, 2 – 20, 3 – 40, 4 – 60, 5 – 90; б – H = 10 kOe Fig. 2. (Н) (а) and () (б) dependences of specimens of the deformed steel 03Х18Н8: а: 1 –  = 0%, 2 – 20, 3 – 40, 4 – 60, 5 – 90; б – H = 10 kOe Fig. 3. (Н) (а) and () (б) dependences of specimens of the deformed Hadfield steel: а: 1 –  = 0%, 2 – 30, 3 – 50; б – H = 2.5 kOe Fig. 4. (T) dependences of specimens of the deformed Hadfield steel (H = 3 kOe): 1 –  = 0%, 2 – 50 Fig. 5. (Н) (а) and () (б) dependences of specimens of the deformed steel 45Г17Ю3: а: 1 –  = 0%, 2 – 30, 3 – 60, 4 – 80, 5 – 90; б – H = 5 kOe Fig. 6. Bright-field image of the edge of non-crystallographic shear band and of microdif- fraction from its different sections (see the text) for the structure of the specimen of unde- formed steel 45Г17Ю3 ( = 90%, Tdef = 20C) Fig. 7. Dark-field image of -martensite disperse crystals in reflex (200) for the frag- mented portion of deformed-steel 45Г17Ю3 specimen structure ( = 90%, Tdef = 20C) Fig. 8. (T) dependence of a specimen of the deformed steel 45Г17Ю3 ( = 90%, Tdef = = 20C) (for the given tempering temperature,  = 30 min) Fig. 9. HRC() (1) and L/L() (2) dependences of specimens of the deformed steel 10Х18A0.6Г20 (3 – L/L value of as-deformed specimen with  = 6%, T = –196C) Fig. 10. (Н) dependences of specimens of the deformed steel 10Х18А0.6Г20: 1 –  = = 0; 2 – rolling,  = 60%; 3 – rolling,  = 95%; 4 – torsion, е  10, P = 10 GPa; 5 – torsion, е = 5, P = 10 GPa; 2–4 – Tdef = 20C; 5 – Tdef = –196C Fig. 11. (Н) dependences of specimens of the deformed steel 10Х18А0.6Г20: 1 –  = = 0; 2 – rolling,   30%, Tdef = –196C; 3 – rolling,   30%, Tdef = –196C + thermal tempering, T = 550C ( = 20 min) Fig. 12. (Н) (а) and (T) (б) dependences of specimens of the deformed steel Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 67 10Х18А0.6Г20 (rolling,   30%, Tdef = –196C): а: 1 – Tmeas = 20C; 2 – 100; 3 – 200; 4 – 300; 5 – 450; 6 – 550; 7 – 550 ( = 0) Fig. 13. Bright-field image of the fragmented structure of deformed steel 10Х18А0.6Г20 specimen (torsion, е  10, P = 10 GPa, Tdef = 20C) (in the right upper corner, a microdif- fraction from that section is shown) Fig. 14. Bright-field image of a section of the fragmented structure of the deformed steel 10Х18А0.6Г20 specimen (torsion, е  5, P = 10 GPa, Tdef = –196C): А – austenite; М – martensite (in the right upper corner, a microdiffraction from that section is shown for -martensite crystals in reflex of the (111)110 type and for austenite in reflex (111)220) Fig. 15. (T) dependences of deformed steel 10Х18А0.6Г20 specimens (torsion, е  5, P = 10 GPa, Tdef = –196C): 1–6 – heating and cooling cycles ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ �НА ОБРАЗОВАНИЕ (-МАРТЕНСИТА В МЕТАСТАБИЛЬНЫХ �И СТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЯХ INFLUENCE OF SEVERE PLASTIC DEFORMATION ON THE FORMATION �OF (-MARTENSITE IN METASTABLE AND STABLE AUSTENITIC STEELS

Влияние интенсивной пластической деформации на образование α-мартенсита в метастабильных и стабильных аустенитных сталях

Institution

Similar Items