Деформационное поведение коррозионностойкой супермартенситной стали в условиях горячей осадки

Высокохромистые коррозионностойкие стали мартенситного класса широко используются для изготовления лопаток и дисков паровых турбин, различных деталей авиастроения, обсадных бесшовных труб. Однако применение традиционных мартенситных сталей типа 20Х13 в нефтегазовой отрасли ограничено их плохой свариваемостью и недостаточной вязкостью при отрицательных температурах. Отмеченных недостатков лишены высокохромистые «супермартенситные» стали [1–3]. Низкое содержание углерода ( ≤ 0,02 %) в этих сталях улучшает свариваемость, введение никеля (3–4 %) предотвращает образование δ -феррита и одновременно повышает низкотемпературную ударную вязкость, добавки молибдена (0,5–2 %) подавляют выделение карбидов хрома и улучшают сопротивление питтинговой коррозии.

В производственных условиях высоко-хромистые стали подвергаются горячей прокатке, ковке или прессованию с последующей термической обработкой. Разработка оптимальных режимов указанных технологических процессов требует глубокого изучения закономерностей формирования структуры и механических свойств высокохромистых сталей в условиях горячей деформации. Для мартенситной стали 20Х13 такие исследования проведены в работах [4–6]. В настоящей работе изучены особенности горячей деформации стали 02Х13Н4М супермартенситного класса.

Материал и методика исследования

Химический состав стали 02Х13Н4М, полученной вакуумной плавкой в лабораторных условиях, приведен в таблице. Слиток исследуемой стали подвергался горячей прокатке с последующей гомогенизацией при температуре 1000 °С.

Из гомогенизированных прутков вырезали цилиндрические образцы диаметром 10 мм и высотой 15 мм. Одноосное сжатие образцов производилось на физическом симуляторе Gleeble-3800 в интервале температур 900– 1200 °С со скоростями деформации 0,01; 0,1; 1 и 10 с–1. Деформация фиксировалась датчиком продольной деформации по уменьшению высоты образца. Температура образца контролировалась термопарой, приваренной к центральной части образца. Для уменьшения тре-

Металловедение и термическая обработка

Химический состав сталей

Марка Массовая доля элементов, % C Mn Si S P Cr Ni Mo N 02Х13Н4М 0,02 0,57 0,30 0,008 0,006 12,44 4,07 1,42 0,01 ния между бойками и образцом использовалась графитовая фольга.

Образцы нагревали до температуры 1200 °С со скоростью 5 °С/с, выдерживали 10 мин и затем охлаждали со скоростью 10 °С/с до заданной температуры испытания. Минутная выдержка перед началом деформации обеспечивала выравнивание температуры по объему образца. По окончанию деформации образцы ускоренно охлаждались струей воды для последующего изучения аустенитной структуры, сформированной в процессе высокотемпературной деформации. С этой целью закаленные цилиндрические образцы разрезали вдоль их оси и подвергали шлифов- ке. Границы аустенитных зерен вытравливали реактивом на основе насыщенного раствора пикриновой кислоты (6 г) в этиловом спирте (100 мл) с добавками соляной кислоты (2 мл). На оптическом микроскопе C. Zeiss Observer изучали структуру центральной части протравленных шлифов.

Результаты и их обсуждение

Экспериментальные кривые изотермической деформации стали 02Х13Н4М приведены на рис. 1 (сплошные линии). На рис. 1 для сравнения представлены диаграммы деформации стали 20Х13, полученные нами ранее [4] (пунктирные линии).

а)

б)

в)

г)

Рис. 1. Диаграммы деформации сталей 02Х13Н4М2 (сплошные линии) и 20Х13 (пунктирные линии [6])

Общая тенденция, отчетливо видимая на рис. 1, заключается в том, что напряжения деформирования сталей падают с ростом температуры и с уменьшением скорости деформации. Вид диаграмм, отвечающих разным температурно-скоростным режимам деформации, также претерпевает закономерные изменения.

При относительно низких температурах и/или высоких скоростях деформации напряжения течения с ростом деформации ε достигают некоторого максимального значения σs и затем остаются практически постоянными в силу установившегося баланса между процессами деформационного упрочнения и разупрочнения, обусловленного динамическим возвратом. Такие диаграммы деформации с четко выраженным плато (установившейся стадией) отвечают, в частности, деформации при температуре 1100 °С с высокой скоростью 10 с–1, а также деформации при температуре 1000 °С в более широком диапазоне скоростей 0,1–10 с–1. Следует отметить, что при наименьшей температуре деформации 900 °С напряжения течения стали 02Х13Н4М, не достигая выхода на установившуюся стадию, испытывают новый подъем, начиная с деформации порядка 0,5. Связан ли наблюдаемый подъем напряжений с индуцированным деформацией выделением карбонитридов, иными структурными изменениями или с какими-либо неучтенными «инструментальными» факторами, остается в настоящий момент неясным. Типичная структура, формирующаяся в температурно-скоростных режимах деформации, контролируемых динамическим воз- вратом, представляет собой сильно деформированные, вытянутые в радиальном направлении зерна аустенита (рис. 2, а).

При относительно высоких температурах и/или малых скоростях деформации на процессы динамического возврата накладывается дополнительный механизм разупрочнения – динамическая рекристаллизация. В результате, напряжения течения при некоторой деформации ε _p достигают пикового значения σ _p , после чего происходит их падение с последующим выходом на установившийся уровень σ _ss . Пример динамически рекристаллизованной структуры, сформировавшейся в результате деформации при температуре 1100 °С со скоростью 0,1 с^–1, приведен на рис. 2, б.

Отметим, что в режимах деформации, сопровождаемых динамической рекристаллизацией, пиковые напряжения σ _p в стали 02Х13Н4М достигаются при деформациях ε _p , близких к таковым для стали 20Х13 (см. рис. 1).

Совместный анализ вида диаграмм деформации и результатов микроструктурных исследований позволяет установить области температур и скоростей деформации, в которых горячая деформация контролируется процессами динамического возврата или динамической рекристаллизации. Соответствующая карта механизмов динамического разупрочнения стали 02Х13Н4М2 в координатах температура деформации – логарифм скорости деформации представлена на рис. 3. Пунктирными линиями обозначена область температурно-скоростных режимов деформации, в которой наблюдается смешанная

а)

Рис. 2. Микроструктура стали 02Х13Н4М2: а – деформация при температуре 900 °С со скоростью 0,1 с–1; б – деформация при температуре 1100 °С со скоростью 0,1 с–1

б)

Металловедение и термическая обработка

структура, отвечающая неполному прохождению динамической рекристаллизации.

Сравнение экспериментальных диаграмм деформации сталей 02Х13Н4М и 20Х13 (см. рис. 1) показывает, что при одинаковых режимах деформации кривые истинных напряжений стали 02Х13Н4М лежат выше соответствующих кривых стали 20Х13. Однако различие в уровне напряжений деформирования двух сталей невелико и не превышает 15 МПа.

На рис. 4 установившиеся (оs) либо пиковые (оp) напряжения стали 02Х13Н4М представлены в зависимости от обратной величины абсолютной температуры деформации. За напряжения оs режимов деформации при температуре 900 °С приняты напряжения течения, отвечающие деформации 0,5.

Результаты, представленные на рис. 1 и 4, показывают, что напряжения деформирования падают с ростом температуры и уменьшением скорости деформации в полном соответствии с представлениями о том, что совместное влияние температуры и скорости деформации на деформационное поведение металлических материалов описывается параметром Зинера – Холломона:

Z = s exp

Здесь s и T - соответственно скорость и абсолютная температура деформации; R – газо-

Динамичекий

0 возврат lg s -                      -----------

• -1                        Динамическая

рекристаллизация

• -2

900          1000         1100         1200

Температура деформации, оС

Рис. 3. Диаграмма механизмов динамического разупрочнения стали 02Х13Н4М2

£ = 10с - ¹

£ = 1с - ¹

£ = 0,1с - ¹

£ = 0,01с ^{- 1}

0,66 0,68 0,70 0,72 0,74 0,76 0,78 0,80 0,82 0,84 0,86

1000/T, К ^-1

Рис. 4. Установившиеся и пиковые напряжения стали 02Х13Н4М2 (черные маркеры) в зависимости от обратной величины абсолютной температуры деформации. Пунктирные линии – расчет по (3)

вая постоянная; Q – эффективная энергия

активации процессов горячей деформации.

В условиях баланса между процессами упрочнения и разупрочнения параметр Z Зи-нера – Холломона связан с установившимися напряжениями о s феноменологическим вы-

ражением Селларса [7]:

Z = s exp

Соответственно, для самих напряжений

о s справедливо:

о

s

а

у

V

к Г Z arcsh

V A

В (2) и (3) A , α, n – подлежащие определению константы исследуемого материала.

Для режимов деформации, в которых единственным механизмом разупрочнения является динамический возврат, установившиеся напряжения о s непосредственно опре-

деляются из экспериментальных кривых течения. В режимах деформации, сопровождаемых динамической рекристаллизацией, напряжения течения могут достигать максимальных значений о p еще до выхода на установившуюся стадию, контролируемую динамическим возвратом. Поэтому для нахождения значений о s требуется детальный анализ кривых течения, как это сделано нами в [4]. Однако учитывая, что разница между напряжениями о p и о s , как правило, невелика, в качестве грубой оценки напряжений о s в режимах деформации, сопровождающихся динамической рекристаллизацией, примем значения пиковых напряжений о p . Тогда энергия Q в выражениях (2) и (3) приобретает смысл энергии активации процессов динамического возврата. В этом приближении был проведен регрессионный анализ экспериментальных данных для стали 02Х13Н4М, представленных на рис. 4. Значения напряжений о s , отвечающие температуре деформации 900 °С, как недостаточно достоверные исключены из анализируемого массива данных.

Регрессионный анализ дал следующий набор искомых параметров: Q = 442 кДж/моль, а = 0,01, A = 5,41 - 10¹⁵, n = 5,53. Результаты расчета напряжений о s по (3) с использова-

нием полученных параметров приведены на

рис. 4 (пунктирные линии). Для всех температурно-скоростных режимов деформации экспериментальные точки, относящиеся к стали 02Х13Н4М, с высокой точностью укладываются на регрессионные кривые. Значимые отклонения (порядка 10 МПа) наблюдаются только для режима деформации 900 °С, 10 с–1, исключенного из регрессионного анализа по указанным выше причинам.

Более высокая энергия активации процессов горячей деформации стали 02Х13Н4М (442 кДж/моль) по сравнению со сталью 20Х13 (427 кДж/моль [4]), по-видимому, обусловлена понижением содержания углерода в супермартенситной стали и ее легированием молибденом, резко повышающим энергию активации самодиффузии у -железа [8].

Заключение

Проведенное моделирование горячей деформации супермартенситной стали 02Х13Н4М в интервале температур 900–1200 °С со скоростями деформации в диапазоне 0,01–10 с–1 позволяет сформулировать следующие выводы.