ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ГРАДИЕНТНОЙ СТРУКТУРЫ В МЕТАСТАБИЛЬНЫХ СПЛАВАХ НА АУСТЕНИТНОЙ ОСНОВЕ ПРИ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКИХ ХАРАКТЕРИСТИК ПРОЧНОСТИ И ХЛАДОСТОЙКОСТИ (промежуточный, этап 2)

Объект исследования – метастабильные сплавы на аустенитной основе- аустенитные стали 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т, а также высокоэнтропийный сплав Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C. Цель работы – определении закономерностей формирования градиентной структуры метастабильных сплавов на аустенитной основе с низкой ЭДУ в ходе деформационно-термической обработки для получения высоких характеристик прочности и хладостойкости. Механизмы и закономерности формирования градиентной структуры при последеформационной термической обработке метастабильных сплавов на аустенитной основе, а именно аустенитных сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C, во многом зависят от особенностей полученного при холодной радиальной ковке (ХРК) состояния и режимов последующей термической обработки. В рамках проекта путем моделирования методом конечных элементов было показано, что приповерхностные слои прутка в процессе ХРК накапливают большую степень пластической деформации по сравнению с сердцевиной, что приводит к формированию градиентной структуры по сечению. Характер полученной при ХРК градиентной структуры определяется не только накопленной пластической деформацией в каждом слое прутка, но и уровнем энергии дефекта упаковки (ЭДУ) сплава, а именно реализуемыми механизмами пластической деформации. Так в стали 08Х17Н13М2Т ЭДУ находится на уровне 39 мДж/м2, что обуславливает развитие механического двойникования при пластической деформации (TWIP-эффект). Сталь 08Х18Н10Т обладает ЭДУ на уровне 18-20 мДж/м2, что помимо TWIP-эффекта при относительно больших степенях деформации позволяет реализовать TRIP-эффект за счет формирования α’-мартенсита деформации. В сплаве Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C ЭДУ ниже 13 мДж/м2, что определяет образование ε-мартенсита деформации (TRIP-эффект) и механических двойников (TWIP-эффект) в процессе ХРК. После ХРК60% и ХРК90-95% в центре прутков исследуемых сплавов наблюдается двухкомпонентная текстура аустенита <111>//ОП и <001>//ОП, которая в направлении края прутка вырождается в слабую однокомпонентную аксиальную текстуру аустенита <111>//ОП. При этом аустенитные зерна с ориентировкой <001>//ОП содержат в основном дислокационные ячейки, а зерна с ориентировкой <111>//ОП – механические двойники различных систем. Помимо этого, в стали 08Х18Н10Т по всему сечению прутка наблюдается однокомпонентная аксиальная текстура мартенсита <101>//ОП. Установлено, что после ХРК60% происходит увеличение плотности двойников и доли двойникованного объема от центра к краю. Однако после ХРК90-95% на краю наблюдается существенное снижение плотности двойников из-за фрагментации структуры и образования новых субзерен, а также образования α’-мартенсита деформации в случае стали 08Х18Н10Т. При низкотемператрных последеформационных отжигах сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C наблюдается запаздывание процесса рекристаллизации в центре относительно края. Зародыши рекристаллизации в первую очередь формируются на механических двойниках внутри зерен с ориентировкой <111>//ОП, что по мере развития рекристаллизации приводит к размытию данной текстурной компоненты. С другой стороны, аустенитные зерна с ориентировкой <001>//ОП рекристаллизуются при более высоких температурах за счет роста уже существующих рекристаллизованных зерен. Следует отметить, что текстурный градиент в аустенитных сталях 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т обладает существенно большей температурной стабильностью по сравнению со сплавом Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C, т.к. выравнивание текстуры по сечению прутка из-за завершения статической рекристаллизации наблюдается после отжигов при 900 °С для сталей 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т и уже при 700 °С для сплава Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C. Определяющее влияние на температурную стабильность полученного при ХРК текстурного и структурного градиента оказывает наличие вторых фаз, которые затормаживают перераспределение дислокаций и движение межзеренных границ. В сталях 08Х17Н13М2Т и 08Х18Н10Т при отжигах наблюдается формирование нанокарбидов Ме23С6, которые задерживают процессы полигонизациии и рекристаллизации, что приводит к сохранению текстурного и структурного градиента после отжигов при температурах 700 °С и ниже. С другой стороны, в сплаве Fe-30Mn-10Co-10Cr-0,5C наблюдается формирование крупных карбидов Ме23C6, которые оказывают сравнительно слабое тормозящее влияние на полигонизацию и рекристаллизацию при нагреве. В стали 08Х18Н10Т после ХРК90% обнаружен градиент содержания α’-мартенсита деформации (40% α’-мартенсита в центре и 70% α’-мартенсита на краю прутка), что обусловлено развитием деформационно-индуцированного мартенситного превращения при ХРК. При этом для аустенита и α’-мартенсита выполняется ориентационное соотношение Курдюмова-Закса. В центре прутка формируется ламельная аустенитно-мартенситная структура, а на краю – глобулярная мартенситная. Градиент α’-мартенсита деформации по сечению размывается при увеличении температуры отжига от 500 до 700 °С. При температурах выше окончания обратного мартенситного превращения (800 °С и выше) градиент фазового состава полностью пропадает. Обратное мартенситное превращение начинается по сдвиговому механизму. При этом среднее значение температуры начала обратного превращения при нагреве находится на уровне 530 °С и практически не зависит от скорости нагрева в диапазоне 0,15–400 °С/с. При более высоких температурах данное превращение развивается по диффузионному механизму, на которое накладывается рекристаллизация аустенита. Следует отметить, что при увеличении скорости нагрева температура окончания сдвигового обратного мартенситного превращения, температурные интервалы диффузионного обратного мартенситного превращения и рекристаллизации аустенита смещается вверх по оси температур. Таким образом, на втором этапе определены механизмы и закономерности формирования градиентных структур при последеформационной термической обработке сплавов на аустенитной основе с низкой ЭДУ, что позволило установить условия получения наиболее перспективных структурных состояний для последующего изучения механического повеления и процессов разрушения рассматриваемых материалов на третьем этапе проекта.