Деформационное старение в сталях

Фарбер В.М., Селиванова О.В., Хотинов В.А., Полухина О.Н.

Екатеринбург: Уральский федеральный университет , 2018 г.

Влияние различных факторов на деформационное старение

Влияние содержания углерода и легирующих элементов

Наибольшее значение для оценки эффекта ДС имеет изменение двух характеристик: предела текучести σ_τ и длины площадки текучести δ_τ вследствие их высокой чувствительности и возможности получения информации о кинетике ДС на дислокационном уровне.

В случае, когда содержание (C+N) в стали превышает их равновесную растворимость, их эффективная концентрация всегда выше, чем в твердом растворе. Указанное превышение может быть достигнуто за счет следующих источников:

карбиды, карбонитриды и нитриды;
сегрегации на поверхностях раздела;
сегрегации на дислокациях в исходном (недеформированном) состоянии.

Все перечисленные источники работают в том случае, если энергия связи примесных атомов в них меньше, чем энергия связи этих атомов с дислокациями. Тогда работа источников будет сопровождаться уменьшением свободной энергии системы. С точки зрения кинетики в данном случае будет важна тепловая активация работы источников, поэтому при повышении температуры низкотемпературной обработки эффективная концентрация (C+N) будет увеличиваться.

Первый возможный дополнительный источник (C+N) — частичное или полное «обратное» растворение углерод- и азотсодержащих фаз во времени после пластической деформации. Предполагается, что с увеличением дисперсности и объемной плотности частиц второй фазы увеличивается эффект «обратного» растворения. Важное значение имеет когерентность этих частиц с матрицей, а также их форма, которые обусловливают либо остановку дислокаций у частиц, либо их огибание, либо перерезание. В последнем случае размер какого- то количества частиц может оказаться меньше критического, особенно если после деформации следует нагрев, что вызовет их растворение по типу возврата.

В случае малой плотности дислокаций указанная конкуренция, по-видимому, слабо влияет на получение равновесных сегрегаций по границам зерен. Однако введение при деформации большого количества «свежих» дислокаций может привести к оттоку примесных атомов из зон приграничной сегрегации. Если основными источниками примесных атомов при ДС служат избыточные фазы и сегрегации у границ зерен, то следует ожидать большой степени неоднородности блокирования различных дислокаций и дислокационных систем по сравнению с выделением непосредственно из твердого раствора. Интересным и практически важным следствием большей неоднородности блокирования дислокаций в описанных условиях должно быть получение меньшей величины зуба и длины площадки текучести при нагружении стали. При прочих равных условиях с увеличением однородности блокирования различных дислокаций должна увеличиваться длина площадки текучести.

Сегрегации у дислокаций в отожженном железе могут связывать не менее 3 * I О^-4 мае. % углерода и азота. Приведенное значение может дать заметный вклад в блокирование дислокаций при ДС, если при пластическом течении металла большинство дислокаций разблокируется. Считается, однако, что это не происходит. Тогда возможен отток примесных атомов из периферийной зоны сегрегации заблокированных дислокаций свежими дислокациями, введенными при деформации. В дальнейшем процесс блокировки свежих дислокаций может повторяться многократно за счет перераспределения примесных атомов между ними и «старыми» дислокациями.

Увеличение σ_τ и δ_τ фиксируется практически одновременно, но если эффективная концентрация (C+N) превосходит заданную (-0,0005...0,001 % для δ = 4%), то рост σ_τ продолжается и после достижения предельных значений δ_τ. При повышении содержания углерода в стали прирост предела текучести Δσ_τ составляет для низкоуглеродистых сталей 30...100 МПа, для среднеуглеродистых сталей 100...200 МПа в зависимости от вида термической или термомеханической обработки.

По влиянию на ДС легирующие элементы можно разделить на три группы:

непосредственно вызывающие ДС (N, С, О, Н);
оказывающие косвенное действие на ДС, усиливая или уменьшая его (Al, V, Ti, Nb, В, Cr, Mo, Si);
не вызывающие ДС (S).

Относительно влияния V и Mn на ДС мнения противоречивы. Нитридо- и карбидообразующий ванадий эффективно подавляет ДС в широком температурном интервале, так как связывает не только азот, но и углерод. Влияние марганца в основном связано с взаимодействием его с углеродом и азотом в твердом растворе, что вызывает замедление ДС, но не его устранение. Марганец не влияет на скорость диффузии атомов углерода в процессе ДС.

Изучение ДС в двухфазных ферритомартенситных сталях показало, что легирование V до 0,2 % стимулирует этот эффект, а Mn понижает склонность к ДС лишь в узком концентрационном интервале (1,4...1,5 %), однако при другом содержании существенного замедления ДС не наблюдается.

Важным моментом в исследовании ДС является определение энергии активации этого процесса. Мнения здесь различны — энергия активации процесса старения колеблется в пределах 20...28 ккал/моль. Нижний предел соответствует энергии активации диффузии С в a-Fe. Это свидетельствует о том, что фактором, лимитирующим процесс ДС, является диффузия углерода.

Более высокие значения энергии активации могут свидетельствовать о влиянии других факторов, в частности характера взаимодействия дислокаций с примесными атомами. В двухфазных сталях с V в результате низкого отпуска развиваются две отдельные стадии ДС. Энергия активации для первой и второй стадий ниже, хотя некоторые склонны связывать первую стадию с диффузией атомов углерода к местам скопления подвижных дислокаций. Более высокое значение энергии активации на второй стадии объясняется ростом выделений.

Нитридообразователи Al, Si, В ослабляют деформационное старение железа при 100 ⁰C и ниже, а нитридо- и карбидообразователи Cr, V, Nb, Ti — также и выше 1000 °С. Mo связывает только углерод и потому без нитридообразователей не эффективен. Бор в малых количествах (0,007...0,020%) ослабляет ДС, связывая N в нитрид, но когда его больше, сегрегирует на дислокациях сам.

То же самое наблюдается в сталях, прошедших термоулучшение, а также в сталях, легированных элементами (Ti, V), которые связывают С и тем самым удаляют его из решетки твердого раствора.

Влияние температуры и скорости деформации

Увеличение скорости деформации е оставляет меньше времени для протекания термически активируемых процессов, что эквивалентно понижению температуры деформации.

Температура испытания оказывает сильное влияние на форму кривых σ =/(δ) поликристаллического железа, в котором при комнатной температуре обычно наблюдается ДС. С понижением температуры деформации верхний предел текучести заметно возрастает, перепад между пиком и площадкой, а также протяженность площадки текучести постепенно увеличиваются.

Эти закономерности, общие для металлов с ОЦК-решеткой, подтверждаются при испытаниях молибдена, ниобия и тантала. С одной стороны, при низких температурах дислокации, имеющиеся в образце, прочно блокированы конденсированными на них атмосферами примесных атомов внедрения. Чтобы генерировать новые дислокации и заставить их двигаться через кристаллит, необходимы существенно большие напряжения. Следовательно, температурная зависимость процесса в значительной степени определяется сильным влиянием температуры на напряжение трения. С другой стороны, если температура деформации поднимается выше комнатной температуры, то верхний и нижний пределы текучести, а также площадка текучести постепенно исчезают, а вместо них на кривых появляется зубчатость — протекает процесс динамического ДС.

Наблюдения образцов Fe после деформации при повышенных температурах показали, что плотность дислокаций в нем почти на порядок выше, чем у образцов Fe, деформированных до той же степени деформации при комнатной температуре. Указанное обстоятельство свидетельствует о том, что в этом случае имеет место не повторяющийся отрыв дислокаций от атмосферы атомов растворенного вещества, а остановка вновь генерируемых дислокаций подвижными атомами ChN или, более вероятно, выделениями карбидов и нитридов. Описанный механизм весьма эффективен при повышенных температурах, поэтому для продолжения деформации необходимо постоянное генерирование новых дислокаций, что влечет за собой дальнейшее увеличение плотности таких дефектов.