CC BY
47
УДК 538.911
Характер и особенности поверхности разрушения низколегированной стали с ультрамелкозернистой микроструктурой, охрупченной водородом
Е.Д. Мерсон1, В.А. Полуянов1, П.Н. Мягких1,
1 2 Д.Л. Мерсон , А.Ю. Виноградов
1 НИИ прогрессивных технологий, Тольяттинский государственный университет, Тольятти, 445667, Россия 2 Норвежский технологический университет, Тронхейм, N-7491, Норвегия
Ранее было показано, что водородное охрупчивание низколегированной стали, предварительно подвергнутой интенсивной пластической деформации, приводит к образованию на поверхности излома специфической «рваной» морфологии. Природа формирования такой поверхности разрушения в данный момент не известна. В настоящей работе представлены результаты фрактографического исследования, совмещенного с анализом микроструктуры под поверхностью излома методом обратно-отраженных электронов в низколегированной стали марки 09Г2С с ультрамелкозернистой микроструктурой, полученной при помощи равноканального углового прессования. Испытания на растяжение проводились на образцах до и после электролитического насыщения водородом. Установлено, что в изломах всех наводороженных образцов присутствуют участки с рваной морфологией и множество вторичных трещин. Металлографические снимки, полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии и метода дифракции обратно рассеянных электронов, показывают, что водоро-до-индуцированное и водородо-ассистированное растрескивание в ультрамелкозернистой стали происходят преимущественно вдоль охрупченных водородом высоко- и малоугловых границ зерен, а также стенок дислокационных ячеек, что приводит к образованию рваной морфологии на поверхности излома. Предложен механизм образования отдельных морфологических элементов на поверхности излома.
Ключевые слова: водородная хрупкость, сталь, интенсивная пластическая деформация, равнока-нальное угловое прессование, концентрация водорода, микроструктура
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_3_15
The nature and features of the fracture surface in the hydrogen embrittled low-alloy steel with ultrafine-grained microstructure
E.D. Merson1, V.A. Poluyanov1, P.N. Myagkikh1, D.L. Merson1, and A.Yu. Vinogradov2
1 Institute of Advanced Technologies, Togliatti State University, Togliatti, 445667, Russia 2 Department of Mechanical and Industrial Engineering, Norwegian University of Science and Technology,
Trondheim, N-7491, Norway
It has been shown recently that hydrogen embrittlement in severely deformed low alloy steel results in the formation of specific "tearing" morphology on the fracture surface. The origin of this specific fracture surface has not yet been fully understood. The present paper reports the results of fractographic examination combined with electron backscatter diffraction study of the microstructure underlying the fracture surface in ultrafine-grained low alloy steel 09G2S produced by equal channel angular pressing. Tensile tests were carried out on hydrogen-free and cathodically hydrogen-charged specimens. It is found that all hydrogen-charged specimens contain tearing fracture morphology and numerous secondary cracks. The metallographic images obtained by scanning electron microscopy and electron backscatter diffraction clearly show that both hydrogen-induced cracking and hydrogen-assisted cracking in the ultrafine-grained steel occur primarily along the hydrogen-embrittled high- and low-angle ultrafine grain boundaries and dislocation cell walls, resulting in the formation of the tearing morphology on the fracture surface. The mechanism governing the formation of specific morphological elements on the fracture surface is proposed and discussed.
Keywords: hydrogen embrittlement, steel, severe plastic deformation, equal channel angular pressing, hydrogen concentration, microstructure
© Мерсон Е.Д., Полуянов В.А., Мягких П.Н., Мерсон Д.Л., Виноградов А.Ю., 2022
1. Введение
Многие конструкционные металлы и сплавы, в том числе стали, подвержены водородному ох-рупчиванию, которое может приводить к внезапному разрушению деталей, работающих в водо-родосодержащих средах [1]. Под воздействием водорода стали подвержены резкому ухудшению основных механических характеристик, при этом наиболее сильно снижаются пластичность и вязкость разрушения. Водородное охрупчивание можно условно определить как повреждение структуры материалов, сопровождающееся сменой механизма разрушения с вязкого на хрупкий вследствие воздействия водорода [2-4]. Межкристал-литное разрушение [5-7], скол [8-11] и квазискол [12-15] являются наиболее распространенными механизмами разрушения сталей, охрупченных водородом. Степень водородного охрупчивания и соответствующий характер разрушения сильно зависят от химического состава, микроструктуры и механических свойств стали. Например, недавно было показано, что значительное измельчение зерна за счет интенсивной пластической деформации может вызвать фундаментальное изменение механического поведения и характера разрушения охрупченной водородом низколегированной стали марки 09Г2С [16, 17]. В обычном горячекатаном состоянии эта сталь, испытанная на растяжение после насыщения водородом, демонстрирует умеренное снижение удлинения и разрушается с образованием излома, который представлен морфологией квазискола, смешанной с обычным вязким ямочным рельефом [16, 17]. Данные особенности выявляются для большинства наводороженных мягких малоуглеродистых сталей и железа [18-20]. Однако при тех же условиях наводороживания точно такая же сталь, полученная в ультрамелкозернистом состоянии путем равноканального углового прессования, имеет практически нулевую пластичность и полностью хрупкую поверхность излома с характерной «рваной» морфологией [16]. Подобный тип излома был показан и другими исследователями, изучавшими водородное охрупчивание ультрамелкозернистых сталей [21]. Предполагается, что такая морфология разрушения возникает в результате
водородного растрескивания вдоль малоугловых границ субзерен и структур дислокационных ячеек [16], однако до сих пор достоверное подтверждение данного механизма отсутствует.
Цель настоящего исследования заключалась в выявлении причин возникновения специфической рваной морфологии на поверхности излома ох-рупченной водородом низколегированной стали 09Г2С, полученной методом интенсивной пластической деформации. Влияние наводороживания на механические свойства, фрактографические особенности, поведение акустической эмиссии и способность поглощать водород данной стали с крупно- и ультрамелкозернистой микроструктурой подробно рассматривалось и сравнивалось в работах [16, 17, 22].
2. Материал и методика исследования
В работе использовалась промышленная горячекатаная низколегированная сталь марки 09Г2С, подвергнутая равноканальному угловому прессованию по технологии Conform. Химический состав стали представлен в табл. 1. В состоянии поставки сталь имеет обычную крупнозернистую феррито-перлитную микроструктуру со средним размером ферритного зерна 10 мкм. После равно-канального углового прессования средний размер зерен с высокоугловыми границами (>15°) уменьшился до 0.3 мкм по данным, полученным методом дифракции обратно рассеянных электронов. Помимо зерен с высокоугловыми границами, микроструктура ультрамелкозернистой стали, исследованной в настоящей работе, содержала сравнительно большую часть зерен с развитой субструктурой, представленной субзернами и дислокационными ячейками с малоугловыми границами. Детали термомеханической обработки и подготовительных процедур, а также особенности микроструктуры исследуемой стали в ультрамелкозернистом и крупнозернистом состоянии подробно описаны в работах [16, 17, 22]. Прямоугольные прутки после равноканального углового прессования нарезали на пластины толщиной 2.4 мм с помощью электроэрозионного станка, после чего шлифовали наждачной бумагой до толщины 2.1 мм. Из полученных пластин при помощи электроэро-
Таблица 1. Химический состав стали 09Г2С, вес. %
C Si Mn P S Cr Ni Cu V Al Fe
0.091 0.722 1.358 0.016 0.011 0.097 0.072 0.235 <0.005 0.018 Основа
Рис. 1. Диаграммы растяжения образцов ультрамелкозернистой стали 09Г2С в исходном состоянии (7), после наводороживания (2), после наводороживания и дегазации (3)
зионной резки изготавливались образцы для испытаний на растяжение с рабочей частью длиной 15 мм и шириной 4 мм.
Насыщение образцов водородом проводили электролитическим методом в водном растворе состава 5% H2SO4 + 1.5 г/л тиомочевины при плотности тока 400 мА/см2 в течение 1ч. В качестве анода использовалась платиновая спираль. Для оценки роли диффузионно-подвижного водорода на механические свойства и механизм разрушения сталей часть образцов сразу после наводоро-живания (в течение 5 мин) подвергали дегазации путем отжига в потоке азота при 200 °С в течение 30 мин. Образцы испытывали на растяжение в трех состояниях: 1) в исходном (без наводорожи-вания), 2) после электролитического наводорожи-вания, 3) после наводороживания и последующей дегазации. Испытания на растяжение проводились на воздухе при скорости деформации 4.5 х 10-4 с-1, что соответствует скорости перемещения траверсы 5 мм/мин, с использованием испытательной машины N50KT (Tinius Olsen). Промежуток времени между наводороживанием и испытанием на растяжение не превышал 5 мин.
Металлографические и фрактографические исследования, а также анализ микроструктуры под поверхностью излома при помощи метода дифракции обратно рассеянных электронов проводили на сканирующем электронном микроскопе SIGMA (Zeiss), оснащенном детектором EDAX/ TSL Hikari XP. Анализ микроструктуры проводили сразу после наводороживания, после испытания на растяжение наводороженных образцов, а также после испытания на растяжение наводоро-женных образцов, которые непосредственно после насыщения водородом подвергались дегазации. Интервал времени между анализом микроструктуры и окончанием наводороживания или испытания на растяжение не регламентировался. Продольные сечения для металлографического исследования всегда готовили так, чтобы они были параллельны нормальной плоскости образцов.
3. Результаты
3.1. Механические испытания
Как следует из рис. 1, в исходном состоянии исследуемая сталь имеет диаграмму растяжения с короткой областью деформационного упрочнения и выраженной стадией локализованной деформации, обеспечивающей деформацию до разрушения около 13 %. Также видно, что наводорожива-ние приводит к полной потере пластичности, т.е. к разрушению образца при напряжении значительно ниже предела текучести. Образцы, испытанные после наводороживания и последующей дегазации, показывают частичное восстановление механических свойств. Разрушение этих образцов происходит после заметного удлинения, которое, однако, примерно вдвое меньше, чем у образцов, испытанных в исходном состоянии. В целом влияние наводороживания и дегазации на механические свойства ультрамелкозернистой стали, установленное в настоящем исследовании, полно-
Рис. 2. Излом образца в исходном состоянии: общий вид (а), увеличенный фрагмент локальной области излома (б)
Рис. 3. Особенности поверхности разрушения образца, испытанного на растяжение после наводороживания: общий вид (а); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой А на рис. 3, а и имеющей рваную морфологию (б); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой В на рис. 3, а и имеющей рваную морфологию, смешенную с фасетками скола (в); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой С на рис. 3, б и имеющей морфологию скола (г); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой Б на рис. 3, б и имеющей рваную морфологию (д); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой Е на рис. 3, д, которое показывает мельчайшие элементы рваной морфологии (е). Области излома, имеющие только рваную морфологию, обведены пунктирными окружностями на рис. 3, а. Стрелки на рис. 3, а указывают направление нестабильного роста трещины, который начинался на границе области, имеющей только рваную морфологию
стью согласуется с результатами, полученными в [16, 17].
3.2. Фрактография
Образцы, не подвергавшиеся наводорожива-нию, имеют вязкую поверхность излома с ярко выраженными губами среза и значительным поперечным сужением, о чем свидетельствуют фрак-тографические изображения на рис. 2. Изломы образцов, испытанных после новодороживания име-
ют морфологию хрупкого разрушения без признаков утяжки (рис. 3, а). В полном соответствии с результатами исследования [16], в настоящей работе установлено, что в этих образцах наблюдаются два вида морфологии поверхности излома. В периферийной части поверхности излома наблюдаются участки округлой формы с «рваной» морфологией (рис. 3, а), которая характеризуется неупорядоченными ансамблями гребней отрыва различной формы и размеров с относительно гладкими и невыразительными участками
Рис. 4. Особенности поверхности разрушения образца, испытанного на растяжение после наводороживания и дегазации: общий вид (а); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой А на рис. 4, а, на котором показаны округлые участки излома с рваной морфологией (б); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой В на рис. 4, б и имеющей только рваную морфологию (в); увеличенное изображение локальной области излома, обведенной рамкой С на рис. 4, б и имеющей вязкий ямочный рельеф (г). Области излома, имеющие только рваную морфологию, обведены пунктирными окружностями на рис. 4, а
между ними (рис. 3, б, д, е). Остальная часть поверхности излома имеет смешанный характер рваной морфологии и классических фасеток скола, характеризующихся упорядоченным речным узором и характерным темным контрастом кристаллографически плоских поверхностей между ними (рис. 3, в-е). По-видимому, периферийные области, представленные исключительно рваной морфологией, являются очагами закритического роста трещины, который сопровождается формированием морфологии смешанного типа, как показано стрелками на рис. 3, а.
Поверхность разрушения образцов, испытанных после наводороживания и последующей дегазации, характеризуется участками округлой формы с рваной морфологией, окруженными вязким ямочным рельефом (рис. 4), при этом фасеток скола в этих образцах обнаружено не было. Как и в случае с образцами, испытанными на растяжение сразу после наводороживания, разрушение начинается с поверхности и распространяется вглубь образцов. Однако в обезводороженных образцах некоторые участки с рваной морфологией достигают размеров, соответствующих половине
толщины образца, что значительно больше, чем в случае с образцами, испытанными сразу после на-водороживания, где размер областей с рваной морфологией в направлении к центру сечения образцов не превышает 500 мкм.
3.3. Металлография и дифракция обратно отраженных электронов
Металлографическое исследование, проведенное после наводороживания, а также после наво-дороживания с последующим испытанием на растяжение, выявило наличие многочисленных трещин в микроструктуре (рис. 5-7).
Установлено, что наводороживание само по себе приводит к образованию трещин, о чем свидетельствуют результаты металлографического анализа наводороженных образцов, не подвергавшихся испытанию на растяжение. Поскольку эти трещины образуются во время наводороживания без какого-либо участия внешних напряжений, их называют водородо-индуцированными. Принято считать, что предпосылкой образования таких трещин является создание высокого внутреннего
Рис. 5. Металлографические снимки, полученные при помощи сканирующей электронной микроскопии (а, в, д) и метода дифракции обратно отраженных электронов (б, г, е) на шлифе наводороженного образца, который не подвергался испытанию на растяжение: локальная область непосредственно под поверхностью образца, в которой присутствуют несколько водородо-индуцированных трещин (а); карта кристаллографической ориентации зерен в цветах обратной полюсной фигуры, полученная из области, обведенной рамкой А на рис. 5, а (б); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой В на рис. 5, а (в); карта кристаллографической ориентации зерен в цветах обратной полюсной фигуры, полученная из локальной области, обведенной рамкой С на рис. 5, б (г); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой Б на рис. 5, в (д); карта зерен в случайных цветах, полученная из локальной области, обведенной рамкой Е на рис. 5, б (е). Стрелки на рис. 5, г, е указывают на водородо-индуцированные трещины, зарождающиеся и распространяющиеся вдоль границ зерен. Стрелки на рис. 5, д указывают на тонкие перемычки, которые разрываются в процессе слияния отдельных трещин, что приводит к формированию гребней отрыва на поверхности разрушения (цветной в онлайн-версии)
давления газообразного водорода, скапливающе- присутствуют в сильнодеформированной микро-гося в различных несплошностях, таких как поры структуре ультрамелкозернистой стали. Как вид-и границы зерен, которые в большом количестве но на рис. 5, а, все водородо-индуцированные тре-
а 0° —| | —--1-1- а о° -I-^-1-1-1-
| 0 1 2 3 4 5 | 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8
л Расстояние, мкм л Расстояние, мкм
Рис. 6. Карты кристаллографической ориентации зерен в цветах обратной полюсной фигуры, полученные при помощи метода дифракции обратно отраженных электронов в продольном сечении образца, испытанного на растяжение после наводороживания: локальная область с трещинами (а); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой А на рис. 6, а (б); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой В на рис. 6, б (в); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой С на рис. 6, б (г); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой Б на рис. 6, в (д). Диаграммы под рис. 6, г, д показывают угол разориентировки между пронумерованными зернами вдоль пунктирной линии на соответствующих изображениях. Из этих диаграмм следует, что трещины на рис. 6, г, д распространяются вдоль мало- и высокоугловых границ соответственно (цветной в онлайн-версии)
Рис. 7. Карты кристаллографической ориентации зерен в цветах обратной полюсной фигуры, полученные при помощи метода дифракции обратно отраженных электронов в продольном сечении образца, испытанного на растяжение после наводороживания и дегазации: локальная область с трещинами (а); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой А на рис. 7, а (б); увеличенное изображение локальной области, обведенной рамкой В на рис. 7, б, которое показывает трещину, распространяющуюся вдоль границ зерен и субзерен (в) (цветной в онлайн-версии)
щины имеют хрупкий вид с приблизительно одинаковой ориентацией под углом примерно 30°-45° к направлению экструзии стальной заготовки. Большинство этих трещин расположено в приповерхностном слое толщиной около 100 мкм, но лишь некоторые из них сообщаются с поверхностью образца. На картах кристаллографической ориентации зерен, полученных с использованием метода дифракции обратно рассеянных электронов из областей А, С и Е на рис. 5, а, б и представленных в цветах обратной полюсной фигуры на
рис. 5, б, г, е соответственно, отчетливо видно, что распространение водородо-индуцированных трещин происходило по границам мелких зерен, образованных в процессе равноканального углового прессования. Как следует из рис. 5, г, трещины зарождаются на разных границах, а затем, по-видимому, сливаются друг с другом. Из снимков на рис. 5, в, д следует, что слияние отдельных трещин происходит за счет вязкого разрыва тонких перемычек между трещинами, которые отмечены стрелками на рис. 5, д, в результате чего на по-
верхности излома образуются гребни отрыва, подобные тем, которые отмечены стрелками на рис. 3, е.
В процессе испытания на растяжение образцов, насыщенных водородом, происходит водоро-до-ассистированное растрескивание, необходимым условием которого, как принято считать, является одновременное воздействие диффузионно-подвижного водорода и внешних напряжений. Трещины, обнаруженные в образцах ультрамелкозернистой стали, которые были испытаны на растяжение сразу после наводороживания, а также после наводороживания и последующей дегазации, в основном ориентированы под углом около 45° к направлению экструзии и оси растяжения образца (рис. 6, а и 7, а). Установлено, что все трещины распространяются вдоль высоко- и малоугловых границ зерен и субзерен, а также вдоль стенок дислокационных ячеек. На рис. 6, б показана трещина, распространяющаяся по крупному зерну с выраженной дислокационной ячеистой субструктурой; увеличенный фрагмент этого зерна, обведенный рамкой, отмеченной буквой Б на рис. 6, б, представлен на рис. 6, г. На диаграмме под этим изображением показана разница углов разориентировки кристаллической решетки для каждой точки пунктирной линии, приведенной на соответствующем изображении, относительно начальной ее точки. Ступеньки на профиле соответствуют границам между пронумерованными субзернами. Видно, что высота большинства этих ступенек не превышает 15°, следовательно, они соответствуют малоугловым границам. Кроме того, угол разориентировки зерен 6 и 7, разделенных трещиной на рис. 6, г, также значительно меньше 15°. Таким образом, можно сделать вывод, что водородо-ассистированное растрескивание может происходить по малоугловым субзе-ренным границам и, возможно, по стенкам дислокационных ячеек. Водородо-ассистированная трещина, образовавшаяся вдоль высокоугловых границ зерен, показана на рис. 6, д. На диаграмме на рис. 6, д видно, что угол разориентировки между разделенными трещиной зернами 1 и 2 составляет около 30°, что является подтверждением роста трещины вдоль высокоугловой межзеренной границы. Трещины, образованные вдоль мало- и высокоугловых границ зерен, были обнаружены также в образцах после наводороживания (рис. 7, б) и после наводороживания с последующей дегазацией, не подвергавшихся испытаниям на растяжение (рис. 5, г, е).
4. Обсуждение
Полученные в настоящем исследовании результаты показывают, что все вторичные трещины, имеющиеся в поперечных сечениях наводоро-женных образцов ультрамелкозернистой стали, распространяются вдоль мало- и высокоугловых границ зерен и, вероятно, вдоль стенок дислокационных ячеек. Такие трещины наблюдаются в наводороженных образцах до и после испытаний на растяжение, в том числе у предварительно подвергнутых дегазации образцов. Также показано, что хрупкие участки на поверхности излома образцов, обезводороженных перед испытанием на растяжение, имеют только рваную морфологию. Следовательно, трещины, обнаруженные в поперечном сечении этих образцов, должны быть связаны с процессом образования рваной морфологии поверхности разрушения. Поскольку трещины, наблюдаемые в других образцах, имеют схожие черты с трещинами в обезводороженных образцах, они также должны быть связаны с рваной морфологией. Таким образом, можно сделать вывод, что рваная морфология в ультрамелкозернистой стали обусловлена ростом трещин вдоль высоко- и малоугловых границ зерен, которые в большом количестве образуются в процессе деформационной обработки. Этот вывод согласуется с результатами фрактографических и металлографических исследований, показывающих очевидную связь между характерными элементами рваной морфологии и вторичных трещин, обнаруженных в поперечных сечениях образцов. Относительно гладкие участки между гребнями отрыва на поверхности с рваной морфологией, по-видимому, соответствуют берегам многочисленных микротрещин, зарождающихся на границах зерен и субзерен (рис. 5-7), тогда как слияние этих трещин за счет вязкого разрыва тонких перемычек между ними (рис. 5, д) приводит к образованию неупорядоченного ансамбля гребней отрыва на поверхности излома (рис. 3, е). Такой механизм роста трещин вполне ожидаем, поскольку сильно-деформированная сталь характеризуется чрезвычайно высокой плотностью границ зерен и дислокаций, которые служат эффективными ловушками водорода [23-26]. Эти ловушки могут быстро заполняться диффузионно-подвижным водородом в процессе наводороживания. В частности, в наших предыдущих работах было показано, что при одинаковых условиях наводороживания сталь 09Г2С после интенсивной пластической деформации может поглощать гораздо большее количе-
ство водорода, чем та же сталь в обычном крупнозернистом состоянии, особенно при низких плотностях тока [16, 17, 22]. Аналогичные результаты были получены и для других ультрамелкозернистых сталей [21, 27-29]. Кроме того, измельчение зерна за счет интенсивной пластической деформации вызывает сдвиг кривой термодесорбции в сторону более высоких температур [22]. Это также свидетельствует о захвате водорода границами зерен и дислокациями, поскольку оба этих типа ловушек обладают более высокой энергией связи с водородом, чем междоузлия кристаллической решетки [30]. Водород, находясь на границах зерен и стенках дислокационных ячеек, может ослабить их посредством одного из многих известных механизмов водородного охрупчивания [31, 32], таким образом определяя путь распространения трещины. Например, водород может приводить к ослаблению межатомных связей вдоль границ зерен и субзерен по декоге-зионному механизму. Помимо увеличения плотности ловушек водорода, таких как границы зерен, дислокации, вакансии и т.д., где водород остается в атомарной форме, при интенсивной пластической деформации могут образовываться различные несплошности, такие как вакансии и пустоты, выступающие в роли ненасыщаемых ловушек, которые поглощают водород в молекулярной форме [33, 34]. Из-за чрезвычайно высокой концентрации атомарного водорода на поверхности образцов при электролитическом наводоро-живании внутреннее давление газообразного водорода внутри ненасыщаемых ловушек может быть достаточно высоким, чтобы вызвать растрескивание без участия внешнего напряжения. Наиболее благоприятный путь для такого водоро-до-индуцированного растрескивания должен пролегать по границам зерен и стенкам дислокационных ячеек, охрупченным атомарным диффузионно-подвижным водородом, что наглядно показано на картах ориентации зерен на рис. 5-7. Как только наводороживание останавливается, давление водорода в трещинах падает и водородо-индуци-рованное растрескивание прекращается. Наличие этих трещин в образцах приводит к образованию участков с характерной рваной морфологией на периферийной части поверхности разрушения при испытании на растяжение. Было показано, что участки с рваной морфологией могут распространяться до 500 мкм внутрь образцов, испытанных на растяжение сразу после наводороживания, и до 1000 мкм вглубь образцов, испытанных по-
сле насыщения водородом с последующей дегазацией. Однако длина водородо-индуцированных трещин, присутствующих в наводороженных образцах до испытания на растяжение, не превышает 100 мкм. Это означает, что водородо-индуциро-ванные трещины распространяются под действием внешней нагрузки за счет водородо-ассистиро-ванного растрескивания, т.е. при совместном воздействии внешнего напряжения и оставшегося диффузионно-подвижного водорода, который, по-видимому, присутствует в металле даже после дегазации. Действительно, в наших предыдущих исследованиях было показано, что 15-минутная дегазация при 200 °С не приводит к полному удалению диффузионно-подвижного водорода из ультрамелкозернистой стали [16]. Кроме того, это подтверждается остаточной потерей пластичности обезводороженных образцов, а также наличием на поверхности их излома довольно больших участков с рваной морфологией.
Интенсивная акустическая эмиссия, регистрируемая при испытаниях таких образцов на растяжение, которая обсуждалась в работе [16], также свидетельствует об активном водородо-ассисти-рованном растрескивании. Несмотря на более низкую концентрацию водорода в обезводоро-женных образцах, их поверхность излома содержит значительно более крупные участки с рваной морфологией, чем у образцов, которые были испытаны сразу после наводороживания. С другой стороны, эти участки в обезводороженных образцах окружены вязким рельефом, в то время как в образцах, не подвергавшихся обезводорожива-нию, периферийные области с преобладающей рваной морфологией постепенно сменяются смешанным рельефом с участками морфологии скола. В предыдущем исследовании было показано, что такой смешанный рельеф образуется при финальном нестабильном росте трещины, который активируется при достижении некоторой критической длины трещины на стадии ее стабильного роста, сопровождающегося образованием рваной морфологии [16]. Это происходит в тот момент, когда в вершине трещины при ее докритическом развитии начинают выполняться локальные критерии хрупкого разрушения. По-видимому, в обез-водороженных образцах эти локальные критерии хрупкого разрушения не достигаются из-за меньшей концентрации диффузионно-подвижного водорода. Таким образом, трещина, распространение которой сопровождается образованием исключительно рваной морфологии, может расти в
обезводороженных образцах до тех пор, пока поперечное сечение рабочей части не уменьшится до некоторого критического размера, при котором происходит вязкий долом.
5. Выводы
Водород оказывает чрезвычайно сильное влияние на механические свойства низколегированной стали с ультрамелкозернистой микроструктурой, полученной путем равноканального углового прессования, приводя к полностью хрупкому разрушению данной стали при напряжениях ниже предела текучести. Такое значительное снижение свойств конструкционной углеродистой стали в водородосодержащих средах является опасным с точки зрения потенциального применения сталей с ультрамелкозернистой структурой, полученной путем интенсивной пластической деформации.
Водородо-ассистированное и водородо-инду-цированное растрескивание в низколегированной стали с ультрамелкозернистой микроструктурой осуществляется вдоль высоко- и малоугловых границ зерен вследствие их сильного насыщения водородом в процессе наводороживания. Водоро-до-ассистированное и водородо-индуцированное растрескивания вдоль высоко- и малоугловых границ зерен приводит к формированию специфической «рваной» морфологии на поверхности излома, характеризующейся неупорядоченным ансамблем гребней отрыва и относительно гладких участков между ними.
Предполагается, что декогезия, вызываемая диффузионно-подвижным водородом, является основным механизмом водородо-ассистированного и водородо-индуцированного растрескивания в ультрамелкозернистой стали с той разницей, что водородо-ассистированное растрескивание активируется внешними механическими напряжениями, в то время как водородо-индуцированное растрескивание вызвано внутренним давлением молекулярного водорода, накапливающегося в не-сплошностях сильнодеформированной микроструктуры.
Благодарности
Авторы признательны за помощь научному коллективу проф. Р.З. Валиева (Уфимский государственный авиационный технический университет) и проф. Г.В. Клевцову (Тольяттинский государственный университет) за предоставленный ультрамелкозернистый материал.
Литература
1. Louthan M.R. Hydrogen embrittlement of metals: A primer for the failure analyst // J. Fail. Anal. Prev. - 2008. -V. 8. - P. 289-307. - https://doi.org/10.1007/s11668-008-9133-x
2. Claeys L., De Graeve I., Depover T., Verbeken K. Hydrogen-assisted cracking in 2205 duplex stainless steel: Initiation, propagation and interaction with deformation-induced martensite // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 797. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140079
3. Kyriakopoulou H.P., Karmiris-Obratanski P., Tazeda-kis A.S., Daniolos N.M., Dourdounis E.C., Manola-kos D.E., Pantelis D. Investigation of hydrogen embrit-tlement susceptibility and fracture toughness drop after in situ hydrogen cathodic charging for an X65 pipeline steel // Micromachines. - 2020. - V. 11. - P. 1-21. - https:// doi.org/10.3390/MI11040430
4. Dwivedi S.K., VishwakarmaM. Effect of hydrogen in advanced high strength steel materials // Int. J. Hydrogen Energy. - 2019. - V. 44. - P. 28007-28030. - https://doi. org/10.1016/j.ijhydene.2019.08.149
5. Arora A., Singh H., Mahajan D.K. Towards the prediction of intergranular fatigue crack initiation in metals due to hydrogen // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 787. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.139488
6. Wang S., Martin M.L., Sofronis P., Ohnuki S., Hashimoto N., Robertson I.M. Hydrogen-induced intergranular failure of iron // Acta Mater. - 2014. - V. 69. - P. 275282. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2014.01.060
7. McMahon C.J. Hydrogen-induced intergranular fracture of steels // Eng. Fract. Mech. - 2001. - V. 68. - P. 773788. - https://doi.org/10.1016/S0013-7944(00)00124-7
8. Gong P., Nutter J., Rivera-Diaz-Del-Castillo P.E.J., Rainforth W.M. Hydrogen embrittlement through the formation of low-energy dislocation nanostructures in nano-precipitation-strengthened steels // Sci. Adv. - 2020. -V. 6. - https://doi.org/10.1126/sciadv.abb6152
9. Nakasato F., Bernstein I. Crystallographic and fractogra-phic studies of hydrogen-induced cracking in purified iron and iron-silicon alloys // Metall. Mater. Trans. A. -1978. - V. 9. - P. 1317-1326. - https://doi.org/10.1007/ bf02652256
10. Tetelman A., Robertson W. Direct observation and analysis of crack propagation in iron-3% silicon single crystals // Acta Metall. - 1963. - V. 11. - P. 415-426. -https://doi.org/10.1016/0001-6160(63)90166-4
11. Botvina L., Tetyueva T., Ioffe A. Stages of multiple fracture of low-alloy steels in a hydrogen sulfide medium // Met. Sci. Heat Treat. - 1998. - V. 40. - P. 61-70. -https://doi.org/10.1007/bf02468260
12. Martin M.L., Fenske J.A., Liu G.S., Sofronis P., Robertson I.M. On the formation and nature of quasi-cleavage fracture surfaces in hydrogen embrittled steels // Acta Mater. - 2011. - V. 59. - P. 1601-1606. - https://doi.org/ 10.1016/j.actamat.2010.11.024
13. Merson E., Myagkikh P., Poluyanov V., Dorogov M., Merson D., Vinogradov A. The fundamental difference between cleavage and hydrogen-assisted quasi-cleavage in ferritic materials revealed by multiscale quantitative fractographic and side surface characterization // Mater.
Sci. Eng. A. - 2021. - V. 824. - P. 141826. - https:// doi.org/10.1016/j .msea.2021.141826
14. Merson E., Poluyanov V., Myagkikh P., Merson D., Vinogradov A. Quantitative comparison of cleavage and quasi-cleavage fracture surfaces in hydrogen embrittled low-carbon steel // Lett. Mater. - 2020. - V. 10. - P. 303308. - https://doi.org/10.22226/2410-3535-2020-3-303-308
15. Merson E.D., Myagkikh P.N., Poluyanov V.A., Merson D.L., Vinogradov A. Quasi-cleavage hydrogen-assisted cracking path investigation by fractographic and side surface observations // Eng. Fract. Mech. - 2019. -V. 214. - P. 177-193. - https://doi.org/10.1016/). engfrac mech.2019.04.042
16. Merson E.D., Myagkikh P.N., Klevtsov G.V., Mer-son D.L., Vinogradov A. Effect of fracture mode on acoustic emission behavior in the hydrogen embrittled low-alloy steel // Eng. Fract. Mech. - 2019. - V. 210. -P. 342-357. - https://doi. org/10. 1016/j. engfracmech. 2018. 05.026
17. Merson E.D., Myagkikh P.N., Klevtsov G.V., Merson D.L., Vinogradov A. Effect of Hydrogen Concentration and Strain Rate on Hydrogen Embrittlement of Ultra-Fine-Grained Low-Carbon Steel. - Springer Int. Publ., 2021. - https://doi.org/10.1007/978-3-030-66948-5_10
18. Merson E., Vinogradov A., Merson D.L. Application of acoustic emission method for investigation of hydrogen embrittlement mechanism in the low-carbon steel // J. Alloys Compnd. -2015. -V. 645. - P. S460-S463. -https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2014.12.083
19. Merson E., Kudrya A.V., Trachenko V.A., Merson D., Danilov V., Vinogradov A. Quantitative characterization of cleavage and hydrogen-assisted quasi-cleavage fracture surfaces with the use of confocal laser scanning microscopy // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 665. - P. 3546. - https://doi.org/10.1016Zj.msea.2016.04.023
20. Okada K., Shibata A., Takeda Y., Tsuji N. Crystallogra-phic feature of hydrogen-related fracture in 2Mn-0.1C ferritic steel // Int. J. Hydrogen Energy. - 2018. -V. 43. - P. 11298-11306. - https://doi.org/10.1016/].ij hydene.2018.05.011
21. Mine Y., Matsumoto S., Horita Z. Strengthening and hydrogen embrittlement of ultrafine-grained Fe-0.01 mass % C alloy processed by high-pressure torsion // Corrosion Sci. - 2011. - V. 53. - P. 2969-2977. - https://doi.org/ 10.1016/j.corsci.2011.05.052
22. Merson E., Myagkikh P., Klevtsov G., Merson D., Vino-gradov A. Effect of equal-channel angular pressing (ECAP) and current density of cathodic hydrogen charging on hydrogen trapping in the low-alloy steel // Lett.
Mater. - 2020. - V. 10. - P. 152-157. - https://doi.org/ 10.22226/2410-3535-2020-2-152-157
23. Hadam U., Zakroczymski T. Absorption of hydrogen in tensile strained iron and high-carbon steel studied by electrochemical permeation and desorption techniques // Int. J. Hydrogen Energy. - 2009. - V. 34. - P. 24492459. - https://doi.org/10.1016/j.ijhydene.2008.12.088
24. Nagumo M., Takai K., Okuda N. Nature of hydrogen trapping sites in steels induced by plastic deformation // J. Alloys Compnd. - 1999. - V. 293. - P. 310-316. -https://doi.org/10.1016/S0925-8388(99)00322-9
25. Lee J.Y., Lee J.L. A trapping theory of hydrogen in pure iron // Philos. Mag. A. - 1987. - V. 56. - P. 293-309. -https://doi.org/10.1080/01418618708214387
26. Pressouyre G.M. A classification of hydrogen traps in steel // Metall. Trans. A. - 1979. - V. 10. - P. 15711573. - https://doi.org/10.1007/BF02812023
27. Mine Y., Tsumagari T., Horita Z. Hydrogen trapping on lattice defects produced by high-pressure torsion in Fe-0.01 mass % C alloy // Scripta Mater. - 2010. - V. 63. -P. 552-555. - https://doi.org/10.1016/).scriptamat.2010. 05.027
28. Mine Y., Tachibana K., Horita Z. Effect of hydrogen on tensile properties of ultrafine-grained type 310S austeni-tic stainless steel processed by high-pressure torsion // Metall. Mater. Trans. A. - 2011. - V. 42. - P. 16191629. - https://doi.org/10.1007/s11661-010-0558-y
29. Kimura Y., Sakai Y., Hara T., Belyakov A., Tsuzaki K. Hydrogen induced delayed fracture of ultrafine grained 0.6% O steel with dispersed oxide particles // Scripta Mater. - 2003. - V. 49. - P. 1111-1116. - https://doi.org/10. 1016/j.scriptamat.2003.08.006
30. Choo W.Y., Lee J. Hydrogen trapping phenomena in carbon steel // J. Mater. Sci. - 1982. - V. 17. - P. 19301938. - https://doi.org/10.1007/BF00540409
31. Lynch S.P. Hydrogen embrittlement phenomena and mechanisms // Corros. Rev. - 2012. - V. 30. - P. 63-133. -https://doi.org/10.1515/corrrev-2012-0502
32. Robertson I.M., Sofronis P., Nagao A., Martin M.L., Wang S., Gross D.W. et al. Hydrogen embrittlement understood // Metall. Mater. Trans. A. - 2015. - V. 46. -P. 2323-2341. - https://doi.org/10.1007/s11661-015-28 36-1
33. Wert C.A., FrankR.C. Trapping of interstitials in metals // Annu. Rev. Mater. Sci. - 1983. - V. 13. - P. 139-172. -https://doi.org/10.1146/annurev.ms.13.080183.001035
34. Krom A., Bakker A. Hydrogen trapping models in steel // Metall. Mater. Trans. B. - 2000. - V. 31. - P. 14751482. - https://doi.org/10.1007/s11663-000-0032-0
Поступила в редакцию 11.02.2022 г., после доработки 08.06.2022 г., принята к публикации 08.06.2022 г.
Сведения об авторах Мерсон Евгений Дмитриевич, к.ф.-м.н., снс ТГУ, [email protected] Полуянов Виталий Александрович, мнс ТГУ, [email protected] Мягких Павел Николаевич, мнс ТГУ, [email protected] Мерсон Дмитрий Львович, д.ф.-м.н., проф., дир. НИИПТ ТГУ, [email protected] Виноградов Алексей Юрьевич, к.ф.-м.н., Dr. Eng., внс, НТУ, Норвегия, [email protected]
