Закономерности эволюции структуры аустенитной стали 10Х18Н8Д3БР в процессе холодной прокатки и отжига

• Автор: Шахова, Ярослава Эдуардовна
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2013
• Место защиты: Москва
• Количество страниц: 137 с. : ил.

ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ
ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1 Методы интенсивной пластической деформации для получения
субмикрокристаллической и/или нанокристаллической структуры в
материалах
1.2 Механизмы структурообразования в материалах в процессе интенсивной пластической деформации
1.2.1 Непрерывная динамическая рекристаллизация
1.2.2 Фазовое превращение
1.2.3 Деформационное двойникование
1.3 Обоснование выбора материала
1.4 Постановка задач исследования
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА
2.1 Материал исследования
2.2 Методики эксперимента
2.2.1 Интенсивная пластическая деформация
2.2.2 Механические испытания
2.2.2.1 Испытания на растяжение
2.2.2.2 Определение микротвердости
2.2.3 Испытания по определению стойкости к межкристаллитной коррозии
2.2.4 Методы исследования структуры
2.2.4.1 Растровая-электронная микроскопия
2.2.4.2 Просвечивающая-электронная микроскопия
2.2.4.3 Рентгеноструктурный анализ
2.2.4.4 Атомно-силовая микроскопия
ГЛАВА 3 МЕХАНИЗМЫ ФОРМИРОВАНИЯ СМК И/ИЛИ НК СТРУКТУРЫ СТАЛИ В ПРОЦЕССЕ ИПД
3.1 Фрагментация стали
3.1.1 Двойникование в стали

3.1.2. Границы деформационного происхождения
3.1.3. Формирование субструктуры
3.2 Мартенсит деформации
3.2.1 Зарождение мартенсита деформации на двойниках
3.2.2. Формирование аустенитно-мартенситной структуры
3.3 Выводы по главе
ГЛАВА 4 СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ СТАЛИ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТУКТУРОЙ ПОЛУЧЕННОЙ ИПД В
ПРОЦЕССЕ ОТЖИГА
4.1 Обратное фазовое а'—>у превращение
4.1.1 Сдвиговый механизм
4.1.2 Диффузионный механизм
4.2 Возврат и рекристаллизация
4.3 Выводы по главе
ГЛАВА 5 СВОЙСТВА АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 10Х18Н8ДЗБР
5.1 Механическое поведение стали после ИПД и отжига
5.2 Коррозионная стойкость стали после ИПД и отжига
5.3 Выводы по главе
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ
На сегодняшний день класс аустенитных хромоникелевых сталей нашел широкое применение в качестве конструкционных материалов, благодаря их хорошей коррозионной стойкости в различных средах и высоким технологическим свойствам. Главным недостатком данных сталей являются низкие прочностные свойства, в частности предел текучести. Таким образом, значительный практический интерес представляет решение проблемы повышения предела текучести аустенитных сталей. Для аустенитных сталей, относящихся к 300 серии, таких как А181301 (15Х18Н8), А181304 (08X18Н8) и А181316 (08Х17Н13М2), повышения прочностных свойств достигают за счет формирования субмикрокристаллической (СМК) и/или нанокристаллической (НК) структуры в процессе термомеханической обработки, включающей интенсивную пластическую деформацию (ИПД) и последующий отжиг. Интенсивная пластическая деформация инициирует сдвиговое фазовое у—>а' превращение, поскольку аустенит метастабильная фаза в данных сталях при температурах близких к комнатной температуре. В результате чего, аустенит легко трансформируется в а' - мартенсит. В сталях 300 серии сдвиговое фазовое у—т' превращение характеризуется быстрой кинетикой. После интенсивной пластической деформации до степени деформации е~1 в структуре формируется ~90% а' - мартенсита. Таким образом, уже при малых степенях деформации в аустенитных сталях 300 серии формируется субмикрокристаллическая и/или нанокристаллическая структура, состоящая из смеси а' - мартенсита и остаточного аустенита.
Сдвиговое фазовое у—>а' превращение обратимый процесс, т.е. при проведении последеформационного отжига происходит обратное фазовое а'—>у превращение. Развитие процессов обратного фазового а'—>у превращения возможно по двум механизмам, сдвиговому и диффузионному. Механизмы обратного превращения определяются химическим составом аустенитной стали. Контролируя условия термомеханической обработки, в

процессе ИПД можно разделить на три группы, в зависимости от реакции диссоциации полной дислокации типа '/4<110> (табл. 1.2).
Dislocation Cells
Twins
е Martens! to
I I 1— I I 1_______________________________________________________________►
300 500 700 T.K
I_________________1_________I______________________I_____________________I .
10 20 30 , 40 SFEjroJ/m*
Рисунок 10 — Влияние энергии дефекта упаковки и температуры на структуру, формирующуюся в процессе ИПД в аустенитных Ре - Мп - Сг - С [123]
Таблица 1.2. - Модели формирования деформационных двойников [129]
Модель Частичная Реакция распада полной Характеристика
формирования двойникующая дислокация дислокации
Pole mechanism 1/6<21-1> !4[01-1]—1/3[1-11]+1/6[21-1] (АС—»Аа+аС) Полюсная дислокация: 1/3[1-11] частичная дислокация Франка
Three - layer 1/6<-211> 'А[-101 ]+'Л[-110]—3 х 1/6[-211 ] Три частичных
twin mechanism (СВ+АВ—>3*5В) дислокации Шокли
Stair - rod cross 1/6<-121> !4[-101]—*1/6[-1-12]+1/6[- Вершинная
slip 211]—>1/6[-1-12]+1/б[-1- дислокация 1/6[
mechanism 10]+1/6[-121] (СВ—*С5+8В—>С8+8у-нуВ) 10](шу(-1-п)
Взаимодействие деформационных двойников с дислокационными границами (incidental dislocation boundaries), с другими деформационными двойниками, а также локализация деформации в полосах сдвига приводит к формированию субмикрокристаллической структуры в металлах с ГЦК