ПРЕРЫВИСТЫЙ РАСПАД В АУСТЕНИТНОЙ АЗОТСОДЕРЖАЩЕЙ СТАЛИ, ПОДВЕРГНУТОЙ УДАРНО-ВОЛНОВОМУ НАГРУЖЕНИЮ ЗЕЛЬДОВИЧ В.И., ФРОЛОВА Н.Ю., ТЕРЕЩЕНКО Н.А., УВАРОВ А.И., Институт физики металлов УрО РАН, Россия, Екатеринбург, e-mail Frolova@imp.uran.ru Введение Ударно-волновое нагружение является одним из перспективных способов обработки металлических материалов, при котором достигается значительное упрочнение в сочетании с минимальной пластической деформацией [1]. Применительно к немагнитным сталям выполнен целый ряд работ [2-6], касающихся исследования углеродистого аустенита на Fe-Ni и Fe-Mn основе. В них показано, что ударно-волновое воздействие с амплитудами от 5 до 32 ГПа приводит к увеличению предела текучести в 1,5-2,9 раза; при этом прочностные свойства зависят от амплитуды ударной волны и концентрации элемента внедрения. В отличие от вышеупомянутых материалов аустенитные азотсодержащие стали на Cr-Mn основе помимо немагнитности обладают коррозионной стойкостью и рядом специальных свойств [7, 8], что имеет большое значение для современного машиностроения. В работе [9] установлено, что ударно-волновое воздействие на сталь типа Х18АГ18 также сопровождается существенным повышением твердости. Однако влияние амплитуды нагружения на упрочнение азотистого аустенита на Cr-Mn основе не изучено. Ударно-волновое нагружение оказывает существенное воздействие на распад пересыщенного твердого раствора при последующей термической обработке. При распаде твердого раствора по непрерывному механизму предварительное упрочнение ударными волнами, подобно пластической деформации, способствует выделению равномерно распределенных частиц фазы старения [2, 3, 6]. При старении хромомарганцевых азотсодержащих сталей конкурируют два механизма распада пересыщенного твердого раствора: непрерывный и прерывистый. Выделение частиц нитрида хрома по непрерывному типу в предварительно закаленном аустените изучено в работах [10,11]. Развитие прерывистого распада в аустенитной стали типа Х18АГ18, подвергнутой предварительному ударно-волновому нагружению, впервые исследовано в работах [9, 12]. В частности, в [12] установлена ориентационная связь кристаллических решеток нитрида хрома и аустенита в ячейках прерывистого распада, обнаружено явление интенсификации реакции прерывистого распада в 10 и более раз по сравнению с закаленным состоянием. Ускорение реакции прерывистого распада после нагружения ударными волнами объяснено повышением концентрации вакансий и возрастанием коэффициента граничной диффузии хрома. Влияние холодной пластической деформации на прерывистый распад в сплавах сказывается по-разному. Холодная деформация сплавов меди с серебром до 30 % заметно понижает скорость ячеистого распада, а деформация на 50 % способствует его ускорению [13, 14]. В сплавах меди с бериллием в интервале деформаций 20-50 % наблюдается ускорение прерывистых выделений, а в интервале 50-90 % конкуренция между рекристаллизацией, гомогенным и прерывистым распадами приводит к снижению скорости последнего [15]. В нержавеющих сталях пластическая деформация способствует значительной интенсификации прерывистого распада [16, 17]. При сопоставлении деформированных сплавов различных систем легирования, авторы [18] приходят к обобщению, что предварительная деформация в интервале 20-50 % как правило увеличивает скорость прерывистого распада, а деформация в интервале 50-90 % и до 20 % - замедляет распад. Эти наблюдения дают основания предполагать, что и ударно-волновое воздействие на материал, подобно холодной деформации, может оказывать неоднозначное воздействие на протекание прерывистого распада при последующем старении. Цель настоящей работы заключалась в том, чтобы установить факторы, определющие развитие прерывистого распада в аустенитной азотсодержащей стали на Cr-Mn основе, подвергнутой предварительному ударноволновому нагружению. Для этого потребовалось: исследовать влияние амплитуды ударно-волнового нагружения на структуру и свойства исследуемой стали; изучить возможности протекания реакции прерывистого распада в широком температурно-временном диапазоне, исследовать металлографические параметры прерывистого распада в зависимости от амплитуды ударной волны и режима изотермической выдержки. Материал и методика эксперимента Исследованная сталь содержала (вес. %) 0,09 С, 19,5 Сч, 18,6 Мп, 0,6 N. Заготовку стали нагревали до 1050 °С, выдерживали 2 часа и закаливали в воде. Из заготовок были выточены четыре цилиндрических образца. Цилиндры были попарно помещены в массивную стальную обойму и подвергнуты воздействию взрыва зарядов взрывчатого вещества, расположенных на свободных торцах образцов по краям обоймы (рис. 1а). а б Рис 1. а - Схема ударно-волнового нагружения цилиндрических образцов: 1 – цилиндрические образцы; 2 – взрывчатое вещество; 3 –стальная обойма; 4 – массивный корпус; б - Схема электроискровой резки цилиндрических образцов после ударно-волнового нагружения. Ударно-волновое нагружение было выполнено в РФЯЦ-ВНИИТФ под руководством Б.В. Литвинова и Н.П. Пурыгина. Всю систему помещали в тяжелый корпус. Инициирование зарядов осуществляли одновременно (с разновременностью не более 10-7 с). Каждая пара образцов испытывала нагрузку от воздействия первичной и отраженной ударных волн. В первой паре образцов первичная ударная волна с давлением Р ≈ 40 ГПа распространялась с внешних по отношению к обойме торцов каждого образца. Отраженная волна с давлением Р ≈ 100 ГПа возникала при столкновении первичных ударных волн на стыке внутренних торцовых поверхностей образцов и двигалась в обратном направлении. Во второй паре образцов давление в первичной и отраженной волнах составляло соответственно 32 и 40 ГПа. Как в первом, так и во втором эксперименте образцы и обойма сохранились. На сохраненных после ударно-волнового нагружения образцах были выполнены измерения твердости. Твердость HV измеряли в двух направлениях: радиальном и продольном на приборе Виккерса при нагрузке 10 кгс. После чего методом электроискровой резки (без нагрева) образцы разрезали на радиальные сегменты по схеме, представленной на рис. 1б. Ориентацию каждого сегмента относительно исходного положения образца в обойме в момент воздействия ударных волн фиксировали, что позволило в дальнейшем сопоставлять параметры ударно-волнового воздействия со структурой и свойствами исследуемой стали. Структуру аустенита, подвергнутого ударно-волновому нагружению, исследовали рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-УМ в железном излучении. Определяли физическое уширение линий (111)γ и (311)γ, по методике [19] рассчитывали плотность дислокаций ρ и величину микронапряжений (искажений II рода). При этом за эталон принималось исходное (закаленное) состояние материала. Далее полученные образцы обрабатывали термически. Для развития процессов старения образцы нагревали в интервале температур 650-800 °С, выдерживали от 5 до 30 часов и охлаждали в воде. После ударноволнового нагружения и старения изучали фазовый состав и структуру стали. Для металлографических исследований использовали микроскоп "Neophot -2". Упрочнение исследуемой стали в результате ударно-волнового нагружения Твердость закаленной стали Х18АГ21 не превышает 220 HV. После ударно-волнового нагружения на образцах были выполнены измерения твердости, свидетельствующие о существенном упрочнении стали в сравнении с исходным состоянием. Для первой пары цилиндров, подвергшихся воздействию ударных волн с давлением 40 -100 ГПа, результаты измерений сводятся к следующему. На внешних торцах образцов твердость одинакова по всей поверхности и составляет 340 единиц HV. Внутренние торцы цилиндров оказались упрочнены, во-первых, значительно сильнее, во-вторых, неравномерно. Значения твердости, измеренные на поверхности внутренних торцов, находятся в интервале 440 - 407 единиц HV, что в среднем на 25 % превышает твердость внешних торцов. Максимальная твердость фиксируется в центральной области торцевой окружности; при перемещении в радиальном направлении значения HV последовательно снижаются, наименьшие значения соответствуют периферийной области. На рис. 2.а представлено распределение твердости, измеренной на продольном срезе образца. Все приведенные значения являются результатом усреднений по 3-6 измерениям. Видно, что твердость HV = 340 единиц, зафиксированная на поверхности внешнего торца цилиндра, характерна также для прилегающих областей глубиной в несколько миллиметров. Далее при смещении по высоте образца твердость увеличивается, кроме того в поперечном сечении имеет место обратная зависимость твердости от а б Рис. 2 Распределение твердости по объему цилиндрических образцов, подвергнутых ударно-волновому нагружению: а – с давлением от 40 до 100 ГПа; б - с давлением от 32 до 40 ГПа. радиуса. В итоге в центральной зоне цилиндра, вдоль его оси значения HV возрастают на 30 % (до 450 единиц включительно), на периферийных участках вблизи боковой цилиндрической поверхности изменение твердости по длине образца вдвое меньше - 16 %. Распределение твердости во второй паре образцов приведено на рис. 2.б. Поскольку при нагружении этих образцов давление в ударной волне было существенно ниже (32 – 40 ГПа), упрочнение материала не столь велико, как в первом опыте. Соответствующие этому режиму ударно-волнового воздействия значения твердости заключены в интервале 290 - 390 единиц HV. Характер же изменения твердости в зависимости от высоты и радиуса цилиндрических образцов аналогичен, это видно при сравнении данных на рис. 2.а и 2.б. Обобщая сведения об изменении твердости в двух парах образцов, можно заключить, что упрочнение стали 10Х18АГ20 последовательно возрастает с ростом амплитуды ударно-волнового нагружения (рис. 3, кривая 1). Рис.3 Зависимость твердости, плотности дислокаций и уровня микроискажений стали Х18АГ18 от амплитуды нагружения. Эта зависимость коррелирует с увеличением плотности дислокаций (рис. 3, кривая 2) и повышением уровня микроискажений (рис. 3, кривая 3) в структуре исследуемой стали. Кинетические кривые прерывистого распада при 800 °С После закалки сталь 10Х18АГ21 находится в аустенитном состоянии. Твердый раствор аустенита является пересыщенным и при нагреве до 800 °С распадается по прерывистому механизму. Кинетика распада аустенита в закаленной стали представлена на рис. 4, кривая 1. О начале прерывистого распада с определенностью можно Рис.4 Зависимость степени прерывистого распада от продолжительности изотермической выдержки при температуре 800 ºС. Предварительная обработка: 1 – Закалка от 1050 ºС; 2 – Ударно-волновое нагружение с давлением 32 ГПа; 3 - Ударно-волновое нагружение с давлением 100 ГПа. судить лишь после выдержки в течение 1 часа, когда степень распада составляет несколько процентов. Далее, по мере увеличения продолжительности выдержки, распад развивается все более полно и после 30 часовой выдержки превращенный объем достигает 50-55 %. Дальнейшее увеличение времени старения ( до 50 часов) не меняет степени распада; поэтому полноту превращения, равную 55 %, следует признать максимальной для исследуемой стали с исходным закаленным состоянием. Кинетика прерывистого распада изменится, если закаленную сталь подвергнуть ударно-волновому воздействию. Кривые 2, 3 на рис. 4 описывают развитие прерывистого старения для исследуемой стали после нагружения ударными волнами с амплитудами 32 ГПа и 100 ГПа соответственно. При сравнении этих кривых с кривой 1 для закаленного состояния можно отметить различия. В стали, нагруженной ударными волнами с амплитудой 32 ГПа, инкубационный период, как и для закаленного состояния, составляет 1 час. Увеличение давления в ударной волне до 100 ГПа на порядок сокращает эту величину. Реакция прерывистого распада начинается практически сразу после нагрева на 800 °С, а после часовой выдержки продукты распада занимают уже более трети объема. Кривые 2, 3 подобны друг другу и по форме отличны от кривой 1. При старении стали, подвергнутой предварительному ударно-волновому нагружению, отсутствует типичная для исходного закаленного состояния стадия медленного развития прерывистого распада. Доля распада, вне зависимости от амплитуды ударной волны, с самого начала нарастает пропорционально логарифму продолжительности изотермической выдержки при старении. В таком скоростном режиме возникает большая часть превращенного объема, после чего скорость распада аустенита снижается из-за уменьшения степени пересыщения твердого раствора, и на заключительной стадии полнота превращения слабо меняется с увеличением продолжительности изотермической выдержки. Преимущества для развития прерывистого распада, приобретенные материалом после ударно-волнового воздействия с давлением 32 ГПа, носят кинетический характер и исчерпываются при выдержках ≤ 5 часов; поэтому максимальная полнота превращения оказывается в этом случае практически в два раза меньше, чем после закалки. Нагружение с амплитудой 100 ГПа, напротив, стимулирует прерывистый распад на всех этапах; в итоге максимальная полнота превращения превышает 80 %, что существенно больше в сравнении с закаленным состоянием. Температурный интервал развития прерывистого распада Для стали 10Х18АГ21 с исходным закаленным состоянием температурный интервал для развития реакции прерывистого распада довольно узок и заключен вблизи 800 °С(рис. 5, кривая 1). В стали, подвергнутой пред- Рис.5 Зависимость степени прерывистого распада от температуры старения. Продолжительность старения 5 часов. Предварительная обработка: 1 – Закалка от 1050 ºС; 2 – Ударно-волновое нагружение с давлением 32 ГПа; 3 - Ударноволновое нагружение с давлением 40 ГПа; 4 - Ударно-волновое нагружение с давлением 100 ГПа. варительному ударно-волновому нагружению, аустенит распадается по прерывистому механизму и при более низких температурах. На рис. 5 представлены кривые изменения степени прерывистого распада стали, испытавшей нагружение с различным давлением ударной волны (32, 40 и 100 ГПа), в зависимости от температуры последующего нагрева. Продолжительность изотермической выдержки при всех температурах старения составляла 5 часов. Можно видеть, что исследуемая сталь чувствительна к воздействию режима ударноволнового нагружения на развитие прерывистого распада: - Из сравнения кривых 2, 3, 4 следует, чем больше давление ударной волны, тем при более низкой температуре начинается прерывистый распад аустенита. Так ударная волна с амплитудой 32 ГПа заметно снижает температуру начала прерывистого распада в сравнении с закаленным состоянием, первые порции образуются при 700 °С. А после ударно-волнового нагружения с амплитудой 100 ГПа ячеистый распад фиксируется в структуре уже после старения при 650 °С. Однако значительного развития реакция прерывистого распада при этой температуре не получает: даже после 30 часовой выдержки полнота превращения составляет не более 5 %. - Степень прерывистого распада также зависит от величины давления в момент ударной нагрузки. При фиксированной температуре изотермической выдержки полнота превращения нарастает по мере увеличения амплитуды ударной волны. Например, после старения при 750 °С она составляет 11,17 и 78 % соответственно. Для сравнения отметим, что в предварительно закаленной стали прерывистый распад при этой температуре старения отсутствует. Определяется режимом ударно-волнового воздействия и характер зависимости полноты превращения от температуры последующего старения. Нагружение с давлением 32 ГПа обеспечивает пропорциональность степени прерывистого распада от температуры старения, кривая 2 на рис. 5 . На кривых 3, 4, соответствующих 40 и 100 ГПа, наблюдается перегиб, свидетельствующий о резкой интенсификации распада аустенита при повышенных температурах. Обсуждение результатов Известно [1], что причина упрочнения материалов после нагружения ударными волнами заключается в возникновении большого количества дефектов кристаллического строения. Ранее было показано[12], в структуре исследуемой стали 10Х18АГ20 в результате ударно-волнового нагружения появляются микродвойники деформации, увеличивается плотность дислокаций, на границах микродвойников и на дислокациях выделяются дисперсные частицы нитридов хрома. Установленная в настоящей работе зависимость твердости стали от давления в ударной волне свидетельствует о том, что количество таких дефектов определяется режимом ударноволнового воздействия на материал. Развитие прерывистого распада обусловлено потенциальной возможностью сплава к возникновению ячеек и их кинетической способностью к росту. Рассмотрим распад пересыщенного твердого раствора аустенита в исследуемой стали, воспользовавшись таблицей 1. В ней систематизированы данные о параметрах прерывистого распада после различных режимов ударно-волнового нагружения и последующего старения. Размер ау- стенитного зерна после всех обработок был постоянен и составлял примерно 200 мкм. Сведения о количестве центров роста на одно зерно и максимальном размере ячеек получены в результате статистической обработки микроструктуры. При определении максимального размера ячеек измерялись несомкнувшиеся колонии в направлении их роста. Видно, что оба параметра возрастают при перемещении по столбцам таблицы сверху вниз и движении по строкам слева направо. Таблица № 1 Параметры кинетики прерывистого распада в зависимости от амплитуды ударно-волнового нагружения и температуры последующего старения в течение 5 часов. (Число центров роста на одно зерно / максимальный размер ячеек, мкм). Амплитуда ударно-волнового нагружения, ГПа 32 40 100 650 0/0 0/0 1/8 Температура старения, ºС 700 750 6 / 10 7 / 35 6 / 22 16 / 35 11 / 30 30 / 35 800 8 / 40 -/-/- Относительно влияния ударно-волнового нагружения на число центров зарождения ячеек можно высказать следующие соображения. Максимально возможная степень прерывистого распада для закаленной стали 10Х18АГ20 реализуется после изотермической выдержки при температуре 800 ºС в течение 30 часов, при этом в 1 зерне содержится в среднем 3,5 ячейки. Предварительное ударно-волновое нагружение с амплитудой 32 ГПа увеличивает число колоний прерывистого распада при этой температуре вдвое. Все потенциально возможные места зародышеобразования активизируются на начальных стадиях: уже после часового старения количество ячеек достигает 7 и при увеличении продолжительности выдержки до 30 ч остается практически неизменным. После воздействия ударной волны с давлением 40 и 100 ГПа число ячеек, возникших при 800 ºС, настолько велико, что не поддается корректному счету. Оценить влияние амплитуды ударной волны на количество ячеек можно при более низких температурах изотермической выдержки. В частности, после старения при 700 ºС при изменении амплитуды с 32 до 100 ГПа этот показатель увеличивается вдвое (с 6 до 11), при 750 ºС – возрастает в ≈ 4 раза (с 7 до 30), что отличается от исходного закаленного состояния уже на порядок. Увеличение среднего количества ячеек по мере роста давления в ударной волне свидетельствует о возрастании числа мест зарождения прерывистого распада, приходящихся на 1 зерно. В работе [12] отмечалось, что предварительное ударно-волновое нагружение азотсодержащей аустенитной стали способствует увеличению числа ячеек прерывистого распада в сравнении с исходным закаленным состоянием. Дополнительные места зарождения и последующего роста зародышей прерывистого распада создаются в теле зерна на малоугловых субструктурных границах [20]. По результатам настоящего исследования можно утверждать, что сдвиговая устойчивость кристаллической решетки аустенита чувствительна не только к факту ударно-волнового нагружения исследуемой стали, но и к режиму такого воздействия. Увеличение плотности дислокаций и повышение уровня микроискажений с ростом давления в ударной волне способствуют фрагментации структуры и возникновению новых центров зарождения прерывистого распада. С этих же позиций можно объяснить и расширение температурного интервала прерывистого распада в стали, подвергнутой ударно-волновому нагружению. Прерывистый распад представляет собой комплексную реакцию, включающую непосредственно распад пересыщенного твердого раствора и его рекристаллизацию [18], оба процесса являются термически активируемыми. Структурные несовершенства, приобретенные материалом в результате ударно-волнового воздействия, служат движущей силой рекристаллизации и тем самым стимулируют протекание прерывистого распада при более низких температурах. Степень такого влияния прямо связана с количеством дефектов кристаллического строения и, следовательно, с амплитудой ударной волны. Сопоставим размер ячеек прерывистого распада в стали с исходным закаленным состоянием и в стали, подвергнутой ударно-волновой нагрузке. Максимально возможный размер ячеек в закаленной стали 10Х18АГ20 составляет102 мкм; до такой величины вырастают ячейки после старения (800 ºС – 30 ч), обеспечивающего наибольшую полноту превращения аустенита. При этой температуре старения имеет смысл обсуждать размер ячеек лишь в стали, нагруженной с давлением 32 ГПа. При других режимах формирование колоний прерывистого распада ограничено их взаимным столкновением. В течение 5 часов ячейки вырастают до 40 мкм, максимально возможный размер после старения при 800 ºС составляет 50 мкм (после выдержки 30 часов). После старения при 750 ºС размер ячеек инвариантен относительно режима ударно-волнового нагружения и равен 35 мкм. По-видимому, такой размер колоний близок к максимально возможному при температуре 750 ºС, так как в стали, подвергнутой ударно-волновому нагружению с амплитудой 100 ГПа, превращенный объем за 5 часов достигает 77 %. После старения при 700 ºС в течение 5 часов размер колоний прерывистого распада варьирует от 10 до 30 мкм при изменении амплитуды ударно-волнового нагружения от 32 до 100 ГПа. Возрастание давления в ударной волне создает повышенную концентрацию вакансий, облегчает развитие диффузии, и тем самым способствует укрупнению ячеек. При 650 ºС из-за конкурирующего воздействия непрерывного распада ячейки не могут вырасти крупнее 8 мкм. Эта величина фиксируется уже после 5-часовой выдержки и при увеличении продолжительности старе- ния до 30 часов, соответствующей наибольшей полноте превращения при 650 ºС, остается практически неизменной. Таким образом, в стали 10Х18АГ18, подвергнутой ударно-волновому нагружению, размер колоний прерывистого распада зависит от амплитуды ударной волны и температуры старения. Однако верхняя граница диапазона возможных значений ограничена 50 мкм, что в два раза меньше, чем после закалки. Следует подчеркнуть, что такая разница в величине колоний прерывистого распада имеет место после старения при одинаковой температуре (800 ºС), а, следовательно, равной степени пересыщения твердого раствора аустенита. Ранее было показано [12], что в аустенитной азотсодержащей стали, предварительно подвергнутой ударноволновому нагружению, рост колоний прерывистого распада тормозится или прекращается на дефектах кристаллического строения. Вследствие этого при металлографическом наблюдении границы колоний имеют специфическую остроугольную форму, в то время как после закалки они имеют вид плавных линий. Электронномикроскопическое исследование установило, что многочисленные дисперсные частицы декорируют границы деформационных двойников, плоскости скольжения и дислокации, возникшие в результате прохождения ударной волны. Такой тормозящий каркас отсутствует при старении стали с исходным закаленным состоянием; в ней рост колоний ограничен лишь концентрацией атомов азота и останавливается при исчерпании химической движущей силы реакции прерывистого распада. Поскольку в стали, подвергнутой ударно-волновому нагружению, реакция прерывистого распада развивается интенсивнее, чем после закалки, было бы естественно предполагать, что и степень распада твердого раствора аустенита в этом случае будет больше. В действительности максимально возможная полнота превращения отличается от исходного закаленного состояния как в большую, так и в меньшую сторону (рис. 4). Для объяснения неоднозначного воздействия ударно-волновой обработки следует принять во внимание, что протекание прерывистого распада определяется числом колоний и их величиной. Степень прерывистого распада P определяется по превращенной площади и рассчитывается по формуле П = S1 %, где S1 – площадь шлифа, занятая прерывистым распадом, S2 – общая наблюдаемая в микроскоп плоS2 щадь шлифа. Допустим, что аустенитное зерно в плоскости шлифа имеет форму окружности диаметром D, ячейка прерывистого распада идентифицируется как окружность диаметром d, в одном аустенитном зерне содержится n nd 2 ячеек. Тогда степень прерывистого распада в одном зерне может быть представлена %. D2 Если речь идет о среднестатистическом зерне, степень прерывистого распада в нем отражает полноту распада в структуре стали в целом. При этом n трактуется как среднее число ячеек, приходящееся на одно зерно, d – как максимальный размер ячеек в направлении их роста, D - как средний размер исходного аустенитного зерна. Это предположение дает возможность аналитически рассчитать степень прерывистого распада, используя экспериментально определяемые параметры прерывистого распада. В таблице 2 сопоставлены фактическая и расчетная полнота распада аустенита в стали 10Х18АГ20 со средним размером аустенитного зерна, равным 270 мкм после некоторых режимов ударно-волнового нагружения и старения. Можно видеть, что предложенный подход удовлетворительно описывает развитие реакции распада аустенита в исследуемой стали с точностью до ± 5 %. В случае большой полноты превращения (77 %) расхождение между расчетом и экспериментом вполне понятно из-за методической трудности в измерении параметров ячеистого распада. Таблица 2 Степень прерывистого распада в стали 10Х18АГ20 после некоторых режимов ударно-волнового нагружения и старения. Обработка Закалка, Старение 800 ºС - 30 ч УВН с амплитудой 32 ГПа, Старение 750 ºС - 5 ч УВН с амплитудой 32 ГПа, Старение 800 ºС - 5 ч УВН с амплитудой 32 ГПа, Старение 800 ºС - 30 ч УВН с амплитудой 100 ГПа, Старение 700 ºС - 5 ч УВН с амплитудой 100 ГПа, Старение 750 ºС - 5 ч Степень прерывистого распада, % фактическая расчетная 50 49 11 11 26 18 31 24 26 13 77 50 Выводы 1. Ударно-волновое нагружение аустенитной азотосодержащей стали сопровождается увеличением количества дефектов кристаллического строения и упрочнением материала. При этом плотность дислокаций, уровень микроискажений кристаллической решетки аустенита и твердость стали определяются амплитудой ударной волны. 2 Распад пересыщенного твердого раствора при последующем нагреве аустенитной азотосодержащей стали существенным образом зависит от режима ударно-волнового воздействия. С ростом амплитуды ударной волны от 32 до 100 ГПа расширяется температурный интервал прерывистого распада за счет снижения температуры его начала с 800 до 650 ºС, ускоряется кинетика прерывистого распада в результате увеличения числа центров зарождения ячеек и скорости их роста. 3. Амплитуда ударно-волнового нагружения оказывает неоднозначное влияние на полноту прерывистого распада твердого раствора аустенита в сравнении с исходным закаленным состоянием. В стали, подвергнутой воздействию ударной волны с давлением 32 ГПа, развитие прерывистого распада ограничено тормозящим воздействием выделившихся по непрерывному механизму частиц, декорирующих дефекты кристаллического строения. С ростом давления ударной волны до 100 ГПа этот фактор нивелируется за счет увеличения числа центров зарождения ячеек прерывистого распада, и полнота превращения возрастает. Работа выполнена по плану РАН (тема № г.р. 01.2.006.13392), при поддержке гранта НШ – 5965.2006.3 1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10. 11. 12. 13. 14. 15. 16. 17. 18. 19. 20. Список литературы Дерибас А.А. Физика упрочнения и варки взрывом. Новосибирск: Наука, 1980. 221 с. Смирнов М.А., Левит В.И., Минц И.И., Атрошенко Э.С. Влияние ударного нагружения на структуру и свойства дисперсионно-твердеющих сплавов // ФММ. 1978. Т. 45. Вып. 1. С. 133-140. Банных О.А, Блинов В.М., Гаврильев И.Н. и др. Влияние ударного нагружения на структуру и свойства аустенитной дисперсионно-твердеющей стали // Физика горения и взрыва. 1982. № 3. С. 104-108. Гаврильев И.Н., Дерибас А.А., Зельдович В.И. и др. Структура и механические свойства аустенитной хромомарганцевой стали после нагружения ударными волнами // ФММ. 1988. Т. 65. Вып. 4. С. 801808. Уваров А.И., Зельдович В.И., Ринкевич О.С., Гаврильев И.Н. Структура и механические свойства аустенитных сталей, упрочненных ударными волнами и старением. 1. Упрочнение ударными волнами //ФММ. 1994. Т. 78. Вып. 3. С. 143-152. Уваров А.И., Зельдович В.И., Ринкевич О.С., Гаврильев И.Н. Структура и механические свойства аустенитных сталей, упрочненных ударными волнами. II. Упрочнение комбинированной обработкой //ФММ. 1997. Т. 83. Вып. 2. С. 138-148. Гойхенберг Ю.Н., Журавлев Л.Г., Мирзаев Д.А. и др. Сопротивление коррозионному растрескиванию, структура и свойства упрочненных хромомарганцевых сталей // ФММ. 1987. Т. 63. Вып. 4. С. 793-800. Галошина Э.В., Терещенко Н.А., Уваров А.И.,. Волкова Н.В. Физические свойства азотсодержащих аустенитных сталей в условиях антиферромагнитного упорядочения // ФММ. 1995.Т. 80. Вып. 1. С. 7884. Уваров А.И., Зельдович В.Е., Фролова Н.Ю., Ринкевич О.С., Терещенко Н.А., Пурыгин Н.П. Прерывистый распад в аустенитной азотсодержащей стали, предварительно подвергнутой нагружению ударными волнами. II. Твердость при непрерывном и прерывистом распадах // ФММ. 2000. Т. 89. Вып. 3. С. 93-99. Hsiao C.M., Dulis E.J. Effect of interstitial Carbon plus Nitrogen and precipitation reactions on the properties of austenitic Cr-Mn-C-N steels // Trans. ASM. 1960. V.52. P.855-877. Sundararaman D., Shankar P., Raghynathan V.S. Electron microscopic study of Cr2N formation in thermally aged 316LN austenitic stainless steels // Metall. Mater. Trans. 1996. V. 27 A. N 5. P. 1175-1186. Зельдович В.И., Уваров А.И., Фролова Н.Ю., Ринкевич О.С., Терещенко Н.А., Пурыгин Н.П. Прерывистый распад в аустенитной азотсодержащей стали, предварительно подвергнутой нагружению ударными волнами. I. Исследование структуры // ФММ. 1998. Т. 86. Вып. 6. С. 70-83. Borchers H., Scharfenberger W., Steege R. Über das Entmischungsverhalten Kupfer-Silber-Legierungen // Metall. 1968. V. 22. N. 5. P. 405-411. Scharfenberger W., Steege R., Borchers H. Zellfrontbewegung in übersättigten, verformten Kupfer-SilberLegierungen // Metall. 1970. V. 24. N. 11. P. 1192-1199. Kreye H. The influence of Prior Cold Work on the Discontinuous Precipitation in Copper-2 % Be. // Z. Metallk. 1971. В. 55. N. 7. S. 556-562. Суховаров В.Ф., Караваева В.В. Влияние предварительного старения при различных температурах на механизм последующего старения стали ЭИ702. // Известия вузов, Физика. 1968. Вып. 2. С. 107-117. Суховаров В.Ф., Неумержицкий В.Т., Кольчужная А.И. О прерывистом выделении γ´-фазы в сплаве ЭИ437 // Известия вузов, Физика. 1969. Вып. 10. С. 7-12. Лариков Л.Н., Шматко О.А. Ячеистый распад пересыщенных твердых расворов. Киев: Наукова думка, 1976. 222 с. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Физматгиз, 1961. 863 с. Земцова Н.Д., Старченко Е.И. Возможность развития ячеистого распада в условиях миграции малоугловой границы // ФММ. 1980. Т. 50. Вып. 3. С. 655-659.