CC BY
7Статья поступила в редакцию 30.11.09. Ред. рег. № 643
The article has entered in publishing office 30.11.09. Ed. reg. No. 643
УДК 536.424.1; 669.34
МЕХАНИЗМЫ «РЕАКЦИЙ» МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ И ВОДОРОДНОГО РАСТРЕСКИВАНИЯ УГЛЕРОДИСТЫХ
И АЗОТИСТЫХ СТАЛЕЙ (АНАЛИТИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ «ОТКРЫТЫХ» ВОПРОСОВ -ОПОСРЕДОВАННЫЙ ЭКСПЕРИМЕНТ)
Ю. С. Нечаев
ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина», Институт металловедения и физики металлов им. Г.В. Курдюмова 105005 Москва, ул. 2-я Бауманская, д. 9/23 Тел./факс: 8 (495) 777-93-50; e-mail: yuri1939@inbox.ru
Заключение совета рецензентов: 04.12.09 Заключение совета экспертов: 10.12.09 Принято к публикации:13.12.09
В настоящем аналитическом исследовании, имеющем характер опосредованного эксперимента и концептуально-методологическую значимость, рассматриваются соответствующие экспериментальные и теоретические данные с целью решения некоторых «открытых» фундаментальных вопросов посредством дальнейшего раскрытия природы и механизмов мартенситного превращения (на электронном, атомном и наноструктурном уровне), главным образом применительно к углеродистым и азотистым сталям, а также сопоставления с природой и механизмами водородного растрескивания и стресс-коррозионного разрушения сталей.
Ключевые слова: мартенситное превращение (МП), углеродистые и азотистые стали, механизм и «формула» МП, сопоставление МП с водородным растрескиванием и стресс-коррозионным разрушением сталей.
MECHANISMS OF "REACTIONS" OF THE MARTENSITE TRANSFORMATION
AND THE HYDROGEN CRACKING OF CARBON AND NITROUS STEELS (AN ANALYTICAL RESEARCH OF THE "OPEN" QUESTIONS - AN INDIRECT EXPERIMENT)
Yu.S. Nechaev
Bardin Institute for Ferrous Metallurgy, Kurdjumov Institute of Metals Science and Physics 9/23, Vtoraya Baumanskaya st., Moscow, 105005, Russia Tel./fax: 8 (495) 777-93-50; e-mail: yuri1939@inbox.ru
Referred: 04.12.09 Expertise: 10.12.09 Accepted: 13.12.09
This analytical research of an indirect experiment character and the conceptual-methodological significance is devoted to a consideration of the related experimental and theoretical data. The study aim is to work out some open basic questions by means of the further revealing the nature and mechanisms of the martensite transformation (on the electronic, atomic, and nanostructural scale), mainly, conformably to the carbon and nitrous steels. It also includes a comparison with the nature and mechanisms of the hydrogen cracking and the stress-corrosion failure of steels.
Введение
Мартенситное превращение (МП) [1], как отмечено в [2], относится к одному из наиболее распространенных и в то же время необычных и даже загадочных фазовых превращений в твердых телах. С этим превращением связано упрочнение сталей при закалке [1-4], а также аномальные механические свойства сплавов, в том числе сверхупругость, сверхпластичность и эффект памяти формы [2-4]. На протяжении
последних 70 лет изучению феноменологии МП и его природы посвящено огромное количество экспериментальных и теоретических работ, обзоров и книг, многие из которых рассмотрены в [1-4].
Среди них особое место занимают основополагающие работы Г.В. Курдюмова с сотрудниками [1], выполненные в период 1927-1977 гг. Согласно [1], «мартенситное превращение состоит в закономерной перестройке решетки, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются друг относи-
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
тельно друга на расстояния, не превышающие межатомные». Как отмечается в [4], эта формулировка отражала основные общие черты МП и получила полное подтверждение при исследовании превращений, например, в сплавах Cu-Al, Cu-Sn, Cu-Zn. Подчеркивается [4], что она позволила точно предсказать сверхструктуру мартенситной фазы, образующейся при охлаждении упорядоченного твердого раствора CusAl.
Вместе с тем эта формулировка не содержала деталей механизма самой перестройки [4].
В частности, в данной формулировке не принималось во внимание распространенное в 30-40 гг. мнение о том, что превращение аустенита в мартенсит не подчиняется закономерностям фазовых превращений в твердом теле и не протекает путем образования и роста зародышей [4]. Это получило определенное уточнение в дальнейших исследованиях [1] МП в сплавах меди, где наблюдали обратный переход в переохлажденном твердом растворе, имеющий характерные особенности МП. Установленный таким образом факт «обратимости» превращения позволил рассматривать [1] исходную и мартенситную фазы как кристаллические модификации одного и того же твердого раствора, а МП - как переход из одной кристаллической модификации в другую, подобный полиморфным превращениям элементов. Отсюда был сделан вывод [1], что МП должно протекать путем высокоскоростного образования и роста зародышей. Вместе с тем проблема зарождения кристаллов мартенсита в рамках формулировки и концепции [1] оказалась наиболее сложной [2, 4, 5]. Изложенная трактовка обратного МП [1] в разных работах Г.В. Курдюмова и его научной школы то принималась, то отвергалась [4]. Этот вопрос остается не вполне решенным и до настоящего времени [2-5].
С другой стороны, сформулированная концепция позволила Г.В. Курдюмову обосновать возможность медленного (изотермического) протекания МП, которое вскоре после этого было обнаружено и изучается до настоящего времени [3, 4].
Г.В. Курдюмов обосновал также возможность термоупругого равновесия для МП, которое вскоре было обнаружено в эвтектоидных сплавах Cu-Al и впоследствии стало основой для разработки сплавов с уникальными свойствами - памятью формы, сверхупругостью, высокой демпфирующей способностью [2, 4]. В 1981 г. это явление было зарегистрировано в качестве открытия под названием «эффект Курдю-мова».
Как подчеркивается в [4], проблема, которая, по-видимому, в наибольшей степени интересовала Г.В. Курдюмова в последние годы его активной научной деятельности, связана с природой, закономерностями и механизмами размещения и перераспределения атомов углерода в решетке мартенсита, в частности, к дислокациям. Эта проблема до настоящего времени далеко не решена и нуждается в дальнейших исследованиях [2, 4, 5].
В настоящем аналитическом исследовании рассматриваются соответствующие экспериментальные и теоретические данные с целью решения некоторых из сформулированных выше фундаментальных проблем [1-5] посредством дальнейшего раскрытия природы и механизмов МП, главным образом применительно к углеродистым и азотистым сталям, а также сопоставления с природой и механизмами водородного растрескивания (ВР) и стресс-коррозионного разрушения (СКР) сталей.
Использовались аналитические подходы, методы и результаты [6-9] термодинамического (и др.) анализа, сопоставления и систематизации большого массива экспериментальных и теоретических данных с целью раскрытия и определения механизмов, закономерностей и характеристик процессов (явлений) на электронном, атомном и наноструктурном уровне. Результаты данных исследований имеют в основном характер опосредованного эксперимента и коцепту-ально-методологическую значимость.
Размещение и состояние углерода (или азота) в железе и сталях
Для решения проблемы природы и механизмов размещения и перераспределения атомов углерода в решетке мартенсита и, в частности, к дислокациям [1, 2, 4] прежде всего целесообразно рассмотреть не вполне решенную проблему размещения и состояния углерода (и азота) в кристаллической решетке и на дислокациях в железе и сталях [6-9].
Аустенит (твердый раствор С или N в уРв, гранецентрированная кубическая (ГЦК)
структура); формулы «реакций» растворения и диффузии С или N в уРв
Согласно экспериментальным данным, описанным в [10, 11], парциальная энтальпия растворения и энтальпия (энергия) активации диффузии углерода (или азота) в уБе (аустените) остаются неизменными (в пределах погрешности измерений) или незначительно изменяются в широком интервале концентраций (до 7 ат. % С или 10 ат. % М), что характерно для идеальных или близких к идеальным растворов [10, 12]. Вместе с тем, как показано в тех же работах [10, 11], термодинамическая активность и коэффициент диффузии углерода (или азота) в аустените существенным образом зависят от концентрации примеси (С, М), что не согласуется с закономерностями идеальных растворов [10, 12]. При описании экспериментальных результатов [10, 11] в рамках статистической термодинамики используют модели растворов внедрения атомов углерода (или азота) в октаэдрические междоузлия (ОМу) ГЦК-структуры (рис. 1). При этом для описания отмеченных выше отклонений от закономерностей идеальных растворов оказывается необходимым введение дополнительной гипотезы [10]. Согласно этой эмпирической гипотезе, каждый атом углерода (или азота), нахо-
дящийся в одном из ОМу аустенита, создает условия, исключающие возможность заполнения (даже в сильно разбавленном растворе) определенного числа (пСу* = 3-5 для С, пЫу* = 3-12 для К) соседних ОМу другими атомами углерода (или азота) [10, 11].
b
Рис. 1 [18]. а - Тетраэдрические (1) и октаэдрические (2) междоузлия (пустоты, поры) в двухслойной плотнейшей упаковке. Атомы верхнего слоя изображены в виде двойных
окружностей. Каждая из октаэдрических пустот (пор) расположена между шестью соприкасающимися «шарами» - структурно эквивалентными атомами (ее ближайшими соседями); b - положение тетраэдрических (1) и октаэдрических (2) междоузлий (пустот, пор) в ГЦК решетке. Атомы не показаны. На каждый атом ГЦК решетки приходятся две
тетраэдрических и одна октаэдрическая пустоты (поры) Fig. 1 [18]. a - The tetrahedral (1) and octahedral (2) interstitial sites (voids, hollows) in two-layer closest packing of atoms. The upper layer atoms are shown as double circles. Everyone of the octahedral hollows is located between six adjoining "balls" - the structurally equivalent atoms (the nearest neighbors of the void); b - The positions of the tetrahedral (1) and octahedral (2) interstitial sites (voids, hollows) in FCC lattice are shown. The atoms are not shown. There are two tetrahedral and one octahedral interstitial sites (voids, hollows) per one atom of FCC lattice
Отметим, что рентгено- и нейтроноструктурные исследования [13] не обнаружили отклонений от беспорядочного (хаотичного) распределения атомов углерода в решетке аустенита. Полагают [10], что это может быть связано как с малой концентрацией уг-
лерода, так и с недостаточной чувствительностью методов [13]. Вместе с тем, согласно данным по мес-сбауэровской спектроскопии аустенита [14, 15], число атомов железа, имеющих в соседстве один атом углерода (азота), оказалось большим, чем при беспорядочном распределении. Кроме того, в мессбау-эровском спектре отсутствовали или слабо проявлялись линии, соответствующие атомам железа, соседствующим с двумя атомами углерода (азота) [14, 15]. Поэтому можно полагать, что гипотеза пСу* > 3 (или пК * > 3) [10] согласуется с независимыми структурными данными [13-15].
Как отмечено в [16] (с. 69), распределение углерода в решетке аустенита по ОМу не является строго статистическим, так как внедрение в одно из ОМу одного атома углерода приводит к локальному перераспределению электронной плотности, исключающему возможность заполнения ближайших ОМу, т.е. пСу*. Такое локальное состояние в ближайшем окружении каждого растворенного в аустените атома углерода (или азота) может отвечать «островку» проявления его ковалентных связей с шестью ближайшими (структурно эквивалентными) атомами железа (рис. 1).
Это согласуется с теоретическими данными [17] о локальных электронных структурах и ковалентных связях примесей внедрения (С, К) в аустените. Согласно данным [17], области проявления ковалент-ных о-связей (Бе-С или уРе-Ы) для каждого атома углерода (или азота) в аустените в основном локализованы в пределах первой координационной сферы ГЦК-структуры, т.е. в пределах шести ближайших структурно эквивалентных атомов железа (рис. 1).
Целесообразно отметить, что наличие подобного локального состояния предполагали ([16], с. 70) для атома углерода в октаэдрическом междоузлии в карбиде железа Ре3С (цементите), который (С), захватывая два валентных электрона железа и превращаясь в анион С2-, образует шесть ковалентных связей с ионами железа, занимающими вершины октаэдра. Позднее было показано ([16], с. 71), что в Бе3С кова-лентные связи, образуемые четырьмя валентными электронами каждого атома углерода (занимающего призматическое междоузлие) и 3 ¿/-электронами четырех ближайших атомов железа, локализуются в слоях из призматических структурных элементов; между слоями существует металлическая связь.
Поскольку на каждый атом уБе в ГЦК-решетке приходится одно ОМу [18], образование ковалентных связей между внедренным в одно из ОМу атомом углерода (или азота) и шестью ближайшими структурно эквивалентными атомами железа, очевидно, приводит к «отравлению» пяти ближайших ОМу, что отвечает пСу* = 5 (или пЫу* = 5). В определенном смысле можно говорить об интеркалированной (абсорбированной) «молекуле» типа уРе6С(ОМу)6 (или уРе6Ы(ОМу)6), обладающей шаровой симметрией по отношению к координатным осям (а, Ь, с) ГЦК-
а
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
решетки (рис. 1). При этом один атом углерода (или азота) «занимает» шесть структурно эквивалентных ОМу, отвечающих одному «центру абсорбции» атома примеси (C или N) в ГЦК-решетке.
В случае пренебрежимо малого взаимодействия между такими интеркалированными (абсорбированными) «молекулами» их термодинамическую активность (aCy или aNy) в аустените можно описать при помощи изотермы сорбции Ленгмюра-МакЛина (распределение типа Ферми-Дирака) следующим образом [6, 7, 19]:
«C = {(1 + «C *XCy / [1 - (2 + «C *)XCy]},
(l)
где XCy = пСу /(1+ пСу) - атомная доля абсорбированного углерода; пСу - количество молей углерода, абсорбированного одним молем аустенита; для nCy* = 5 получаем: ос, = {6 Xc, / [1- 7 Xc,]}.
Коэффициент «химической» диффузии абсорбированного углерода в аустените (DCy) описывается выражением [6, 7, 12]
Dc, = Doc, [exp(-0cT /Я-Ш^Шс., / dlnXcy), (2)
где D0Cy - предэкспоненциальный (частотно-энтропийный) фактор коэффициента диффузии; QCy -энергия (энтальпия) активации диффузии; R - универсальная газовая постоянная; T - абсолютная температура.
Аналогичные выражения (aNy, DNy) получаются и для азота в аустените [6, 7, 12].
Обработка [6] (при помощи выражения типа (1)) экспериментальных данных [20, 21] по растворимо-
сти углерода (из газообразной смеси СИ4(газ))/И2(газ) или С0(газ)/С02(газ) при различных температурах и давлениях) в нелегированном (yFe) аустените приводит к экспериментальным значениям nCy*, представленным в табл. 1.
Некоторое (систематическое) «смещение» в сторону более высоких значений nCy* для реакции в С0(газ)/С02(газ) смеси (по сравнению с реакцией в CH4(ra3))/H2(ra3) смеси) может быть связано с неучетом побочной реакции (С0(газ)+ [0]yFe = CO^) [10].
Обработка [6] (при помощи выражения типа (1)) экспериментальных данных [6, 22, 23] по растворимости азота (из газообразного состояния N2(1^3) при различных давлениях (1-350 МПа) и температурах (1223-1273 K)) в нелегированном (yFe) и легированном аустените приводит к экспериментальным значениям nNy*, представленным в табл. 2.
Значительные отклонения полученных таким образом экспериментальных значений nCy* (табл. 1) и особенно nNy* (табл. 2) от обоснованной ранее величины nCy* = nNy* = 5, очевидно, связано с автоматическим неучетом (при использовании изотермы сорбции Ленгмюра-МакЛина) возможного взаимодействия между интеркалированными (абсорбированными) «молекулами» уРе6С(ОМу)6 (или yFe6N(ОМy)6).
В этой связи целесообразно отметить, например, мессбауэровские данные [25] о кластеризации атомов углерода в yFe, отвечающей отрицательной энергии их взаимодействия (притяжению) между «молекулами» yFe6C(ОМy)6.
Таблица 1
Результаты обработки [6] (при помощи выражения (1)) данных [20, 21] по растворимости углерода в нелегированном аустените (yFe)
Table 1
The results of the treatment (with using Eq. (1)) of data [20, 21] on the carbon solubility
in unalloyed austenite (yFe)
Реакция nCy* при температуре, K
l0l3 lll3 l2l3 l4l3 l5l3
CH4(ras) ^ [C]YFe + ^2^) [20] 3,6±0,2 - 4,2±0,8 - -
2CO(^) ^ [C]yFe + ^2^) [20] 5,3±0,2 4,8±0,2 4,9±0,5
2CO(^) ^ [C]yFe + ^2^) [21] 5,3±0,3 4,8±0,2 5,0±0,3
Таблица 2
Результаты обработки (при помощи выражения (1)) данных [6, 22-24] по растворимости азота (1/2N2( газ) ^ [N]yFe) в нелегированном и легированном аустените
Table 2
The results of the treatment (with using Eq. (1)) of data [6, 22-24] on the nitrogen solubility (1/2N2(gas)^ [N]yFe) in unalloyed and alloyed austenite
Состав yFe yFe+l%Mn yFe+l0%Mn yFe+l3%Mn yFe+l8%Mn yFe yFe+4%Ni yFe+6%Ni yFe+8%Ni yFe+28%Ni yFe+28%Ni
7,1±0,6 7,6±0,7 6,0±0,6 7,8±0,3 5,6±0,9 7,1±0,6 6,5±0,4 10,5±0,6 1 1,7±0,4 24,l±4,4 30,2±l,2
Целесообразно отметить данные [26] о сверхструктурных рефлексах в аустените с 10 ат.% Ы, указывающих на возможность упорядочения атомов азота в решетке аустенита по типу Бе4Ы (ГЦК) гомогенно во всем объеме кристалла или в отдельных его областях, отвечающего положительной энергии взаимодействия (отталкиванию) абсорбированных атомов азота. В работе [26] показана и возможность упорядочения по типу Бе8Ы (ОЦТ) во всем объеме мартенситного кристалла, полученного закалкой аустенита с 10 ат.% N. Целесообразно также отметить проведенный в работе [15] анализ мессбауэровских данных для аустенита с 10 ат.% Ы, показавший, что распределение азота в аустените близко к упорядоченному по типу Бе4Ы. Отметим, что согласно диаграмме состояния [16], в образцах [26], полученных закалкой после выдержки при 1073 К в атмосфере аммиака и водорода, могло содержаться до 30% е-нитрида (Бе4Ы, ГПУ); в образцах [15], полученных закалкой после выдержки при 933-973 К, - несколько % е-нитрида. Тем не менее, экспериментальные данные [15, 26] позволяют предполагать относительно слабое отталкивание между абсорбированными «молекулами» уРе6Ы(ОМу)6.
Для учета такого взаимодействия между абсорбированными «молекулами» уРе6С(ОМ)6 (или уРе6Ы(ОМу)6) можно использовать изотерму сорбции Фаулера-Гуггенгейма [6, 7, 19], что приводит к выражению для термодинамической активности углерода (аСу) или азота (аКу) в аустените (при пСу* = пК * = 5):
ао, = [6Хсу /(1-7 Хсу)]ехр{е[(13Хсу-1)/(1-Хсу)]/ЛГ}, (3)
где е - энергия взаимодействия между «молекулами» уБе6С(ОМу)6 (или уРе6Ы(ОМу)6) в решетке аустенита.
При этом эффективный коэффициент «химической» диффузии углерода (или азота) в аустените (0*С 0*щ) описывается выражениями [6, 7, 12]:
D% « D*ocyexp(-ß*cT /RT),
(4)
D*ocT « Doc {[12eXcy /RT(1-Xcy)2] + [1/(1-7Xcy)]}, (5)
Ö*cT « ßcT + AeXc
(6)
где -0*0Су - эффективный предэкспоненциальный (частотно-энтропийный) фактор эффективного коэффициента диффузии; 0>*С1 - эффективная энергия (энтальпия) активации диффузии; Де - энергетический параметр, описанный в [12].
Обработка [6, 7] (при помощи выражений типа (3-6)) данных [10, 11, 20, 21, 27] по растворимости и диффузии углерода в уРе позволяет определить энергию взаимодействия между «молекулами» уРе6С(ОМу)6 в решетке аустенита е ~ -2 кДж/моль, отвечающую их сравнительно слабому взаимному притяжению, способному привести к кластеризации [19]. Это согласуется, например, с экспериментальными данными [25] о кластеризации углерода в аустените.
Аналогичная обработка [6, 7] данных [6, 22-24] дает величину энергии взаимодействия между «молекулами» уРе6М(ОМу)6) в решетке аустенита е ~ +4 кДж/моль, отвечающую их сравнительно слабому отталкиванию, способному привести к упорядочению [19]. Это согласуется с мессбауэровскими и электронно-микроскопическими данными [15, 26] об упорядочении растворенного в аустените азота.
Следует подчеркнуть, что известные экспериментальные значения энергии (энтальпии (Q*)) и энтропии (из D*0) активации диффузии углерода (или азота) в аустените удовлетворительно описываются [68] в рамках модели перераспределения ковалентных связей при образовании переходного состояния [28] при диффузионном перескоке атома углерода (или азота) из занятого «наноостровка» в соседний свободный «наноостровок» проявления ковалентных связей. Описанные выше результаты исследований (в основном опосредованный эксперимент) согласуются с теоретическими данными [17] о локализации ковалентных о-связей (yFe-C или yFe-N) в пределах первой координационной сферы ГЦК-структуры.
В свете вышеизложенного можно представить уравнения (формулы) реакций растворения ((СН4(тз) ^ [C]yFe + 2Н2(газ)) или (1/2 ^(газ) ^ [N]yFe)) и диффузии С или N в yFe в виде:
1) СН4(газ)) ^ С( графит) + 2Н2(газ) , (АНЬ AS0,
2) С(графит) ^ С(газ) , (Д^ А^Х
3) С(газ) + 6yFe + 6ОМу ^ yFe6C(ОМy)6, (АН3, AS3),
(7)
4) СН4(газ) + 6yFe + 6ОМу ^ yFe6C(ОМy)6 + 2Н2(газ), (АН, AS4), (8)
(АН3 = АН4 - АН1 - АН2), (AS3 = AS4 - AS - AS2), (9)
5) 1/2 N2(газ) ^ N(газ), (АН5, AS5),
6) N(^) + 6yFe + 6ОМу ^ yFe6N(ОМy)6, (АН6, AS6),
(10)
7) 1/2N2(^ ) + 6yFe + 6ОМу ^ yFe6N(ОМy)6,
(АН7, AS7), (11)
(АН6 = АН7 - АН5), (AS6 = AS7 - AS5), (12)
8) 1/2 N2(газ) + 5 yFe + Ni + 6ОМу ^ yFe5NiN(ОМy)6, (АН8, AS8), (13)
9) yFe6C(ОМy)6 + 6yFe' + 6ОМ'у ^ 6yFe + 6ОМу+
+ yFe'6C(ОМ'y)6,
(ßcy « - 0,3ДЯэ), (ASc, « - 0,3ASs),
(14)
(15)
10) yFe6N(ОМy)6 + 6yFe' + 6ОМ' ^ 6yFe + 6ОМу
(Q
■ 0,3АЯб), (ASN « - 0,3AS6),
(16) (17)
где Д^1-8 и Д^1-8 - стандартные изменения энтальпии и энтропии для соответствующих реакций; ДБС, Д£Ку -
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
у
энтропии активации диффузии, определяемые из экспериментальных значений -0*0Су и 0*щ [6, 12]; (8) - уравнение (формула) диссоциативного растворения СН4(газ) в уБе; (11) - уравнение (формула) диссоциативного растворения К2(газ) в уБе; (13) - уравнение (формула) диссоциативного растворения К2(газ) в (уРе+28%№) (табл. 2); (14, 16) - уравнения (формулы) диффузии углерода и азота в аустените.
Используя известные экспериментальные значения ДЯЬ ДЯ2, ДЯ4, Д^ь Д52, Л^, ля5, ЛЯ7, Л^ и Д£7, при помощи (9) и (12) можно определить [6] величины (ДН3, Д£3, ДЯ6 и Д£6) энтальпии и энтропии образования в аустените «молекул» уРе6М(ОМу)6 или уРе6^ОМт)6 (из М(газ), 6уРе, 6ОМу или из К(газ> 6уРе и 6ОМу), характеризующие связь абсорбированного углерода или азота с аустенитом.
Таким способом в [6] были получены (для 1273 К) величины ДН6 « -501 кДж/моль (-5,2 эВ) и ЛS6 « -15,8 Я, сравнительно близкие к энтальпии и энтропии образования моля нитрида Ре4М(крист.) из моля К(газ) и четырех молей уРе (-466 кДж/моль, -14,6 Я), а также к энтальпии и энтропии образования моля уРе из Бе(газ) (-418 кДж/моль, -18,5 Я).
Экспериментальные значения характеристик
(б*
168 кДж/моль = -0,33ДЯ6, D*Ny, D*0Ny и ÁSN
как «интеркалированные» (абсорбированные) ганте-леобразные «молекулы» типа аБе2С(ОМа)6 (или аБе2М(ОМа)6), обладающие цилиндрической симметрией и сравнительно слабо взаимодействующие друг с другом. При этом один атом С (или К) «занимает» шесть октаэдрических междоузлий (ОМа), отвечающих одному «центру абсорбции» атома примеси (С или К) в ОЦК-решетке (рис. 2).
« -0,3 Д£6 [6]) диффузии азота в уБе, а также в сплаве (уРе+28%№+1%У) [6] удовлетворительно описываются при помощи выражений (4-6, 17) (в приближении б*Му « б^и е « 0). При этом величина составляет 33,5% от -ДН6, т.е. от суммы энергий «разрываемых» ковалентных связей [6], что является типичным для теории и практики «переходного состояния» применительно к молекулярным реакциям [28]. Аналогичная ситуация имеет место и для диффузии углерода в уБе [7].
Проведенное выше рассмотрение показывает, что локальное состояние и размещение С (или N в аустените можно представить как «интеркалиро-ванные» (абсорбированные) «молекулы» типа уБе6С(ОМу)6 (или уБе6М(ОМу)6), обладающие шаровой симметрией и слабо взаимодействующие друг с другом (притяжение, приводящее к кластеризации, или отталкивание, приводящее к упорядочению). При этом один атом С (или М) «занимает» шесть структурно эквивалентных октаэдрических междоузлий (ОМу), отвечающих одному «центру абсорбции» атома примеси (С или К) в ГЦК-решетке (рис. 1).
Феррит (твердый раствор С (или N в аРв, объемноцентрированная кубическая (ОЦК) структура); локальное состояние, размещение и формулы «реакций» растворения и диффузии С (или N в аРв Аналогичное рассмотрение соответствующих данных показывает, что локальное состояние и размещение С (или К) в феррите (аБе) можно представить
х -1 • -2
I
V
/ 1
а * ■
X
Л-*--
/
--к---
/
0,5a
b
Рис. 2 [18]. а - Положение тетраэдрических (1) и октаэдрических (2) пустот (пор) в ОЦК решетке. Атомы не показаны. На каждый атом ОЦК решетки приходится шесть
тетраэдрических и три октаэдрических пустот (пор). b - Шесть атомов, окружающих октаэдрическую пору в ОЦК решетке; два из них расположены значительно ближе остальных и являются структурно эквивалентными
ближайшими соседями октаэдрической поры Fig. 2 [18]. a - The positions of the tetrahedral (1) and octahedral (2) interstitial sites (voids, hollows) in BCC lattice are shown. The atoms are not shown. There are six tetrahedral and three octahedral interstitial sites (voids, hollows) per one atom of BCC lattice. b - There are six atoms surrounding an octahedral interstitial site (void, hollow) in BCC lattice; two of them are located considerably closer to the void (than the rest ones), and therefore these two atoms are the nearest structurally equivalent neighbors of the void
«Формулы» растворения и диффузии С (или К) в феррите, т.е. для гантелеобразных «молекул» аБе2С(ОМа)6 (или аБе2К(ОМа)6), аналогичны выражениям типа (1)-(17) для шарообразных «молекул» уБе6С(ОМу)6 (или уЕе6К(ОМу)6).
а
N
Y
Y
Мартенсит (твердый раствор С (или N в а*Ев; объемноцентрированная тетрагональная (ОЦТ) напряженная наноструктура с высокой плотностью «декорированных» наносегрегациями дислокаций) Локальное состояние, размещение и «формулы» растворения С (или Ы) в решетке мартенсита (а*Бе) аналогичны таковым для феррита (аРе), но с учетом высокого уровня упругих напряжений материала и преимущественной ориентации (упорядочения) ган-телеобразных «молекул» а*Бе2С(ОМа*)6 по оси тет-
рагональности (из-за их взаимодействия друг с другом при достаточно высокой концентрации примеси, очевидно, в основном типа отталкивания между насыщенными связями [28] и/или упругого взаимодействия «молекул» (как «упругих диполей») [29]). При этом имеет место локализация преобладающей доли примеси в карбидоподобных (или нитридоподобных) наносегрегациях на дислокациях (рис. 3 [30]) [9].
Рис. 3 [30]. a - Результаты ECOPoSAP анализа областей мартенсита (1 -5) непосредственно над дислокацией и областей (6-10) вне дислокации. Ионно-силовые микрофотографии, показывающие анализируемые площади ((1) и (6)), получены при 12 кВ в Ne, при 50 K. Анализировали четыре последовательных секции, (2-5) и (7-10), содержащих по пять атомных плоскостей. В каждом случае ширина анализируемой области составляла 10±1,5 нм. Исходная позиция дислокации показана темными кружками в (1) и (2); b - Результаты ECOPoSAP анализа областей мартенсита непосредственно над дислокацией. Показаны изоконцентрационные (4 ат.% C) поверхности в сегрегационной атмосфере при трех различных позициях (углах) наблюдения. Ширина анализируемой области составляет 10±1,5 нм, а глубина анализа составляет -4 нм. Локализация дислокации показана темным кружком в (1). Содержание углерода в исходном аустените 0,85 ат.%; средняя плотность дислокаций в мартенсите р± ~ 31011 см-2, среднее расстояние между ними р±"1/2 ~ 18 нм. Дополнительный анализ результатов [30] проведен в [9] Fig. 3 [30]. a - ECOPoSAP (energy compensated optical position-sensitive atom probe) results of an
analysis of the regions of the material directly above a dislocation (1-5) and regions outside the dislocation (6-10). The micrographs taken at 12 kV in Ne at 50 K show the analyzed areas (1 and 6). Four consecutive sections, (2-5) and (7-10), each containing five atomic planes, were analyzed. In each case, the width of the analyzed regions was
10 ± 1.5 nm. The initial dislocation position is shown by a circle in (1) and (2); b - ECOPoSAP results of an analysis of the regions of the material
directly above a dislocation. The isoconcentric (4 at.% C) surfaces in the segregation atmosphere are shown for three different positions (angles) of observation. The width of the analyzed region was 10±1.5 nm and the depth of analysis was roughly
4 nm. The circle in (1) shows the dislocation position. The carbon content in the origin austenite is 0.85 at.%; the average dislocation density in the
martensite is p± » 31011 cm-2, the average separa-
tion between them is p±"
■■ 18 nm. An additional
analysis of data [30] has been carried out in [9]
b
a
«Формула» и «зародыши» МП в углеродистых и азотистых сталях
В свете [1-4], а также аналитических результатов, описанных в предыдущей главе, «формулу» МП для углеродистых и азотистых сталей можно представить в виде:
пуРе6С(ОМт)6 ^ п[а*Бе2С(ОМа.)6] + 4па*Бе, (18)
п уРе6Ы(ОМу)6 ^ п [а*Ре2Ы(ОМа.)6] + 4па*Бе, (19)
где п » 1 - количество упорядоченных, т.е. ориентированных по оси тетрагональности гантелеобразных «молекул» [а*Бе2С(ОМа.)6] (или [а*Ре2Ы(ОМа.)6]) в
62 International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
каждой из отдельных, определенных (структурно-, размерно-, кристаллографически- и др.) областей материала.
Можно полагать, что МП-механизм в значительной мере определяется квазихимической реакцией (типа (18) или (19)) образования (в определенных областях материала) из «ансамблей» из п шарообразных «молекул» уРе6С(ОМу)6 (или уРе6М(ОМу)6), отвечающих полуторной ГЦК-ячейке каждая («нанореак-торы»), новых «ансамблей» из п гантелеобразных «молекул» [а*Ре2С(ОМа.)6] (или [а*Ре2М(ОМа.)6]), ориентированных по оси тетрагональности, и 4 п соседних атомов а*Ре (рис. 2). При этом, очевидно, имеет место определенное перераспределение (в «нанореакторах») локальных ковалентных с-связей Ре-С (или Ре-Ы) и атомов железа (рис. 1, 2), обуславливающее возникновение (за счет энергии квазихимической реакции (18) или (19)) высоких локальных напряжений [29, 30], приводящих к МП посредством сдвиговой деформации (рис. 4 [31]) со скоростью порядка скорости звука в металле [1-4, 31].
Рис. 4 [31]. Схема мартенситного превращения (P^a) в результате одновременного коллективного смещения атомов в в фазе у межфазной границы. Когда в плоскости mn все атомы смещаются слева направо на одинаковую долю межатомного расстояния, сама граница р/а смещается в сторону исходной р-фазы в положение pq (c сохранением когерентности, т.е. плавного сопряжения решеток двух фаз). Скорость роста кристаллов новой фазы близка к звуковой
даже при очень низких температурах Fig. 4 [31]. A scheme is shown of a martensite transformation (P^a) as result of a simultaneously collective displacement of atoms in P-phase at the inter-phase boundary. When all atoms in the nm-plane are displaced from the left to the right on the same fraction of the inter-atomic space, the р/а itself is displaced to the direction of the origin P-phase in the pq-position (with conservation of the coherency, i.e. the smooth conjugation (contingency) of the lattices of the two phases). The growth rate of the new phase crystals is close to the sound one, even at very low temperatures
В свете вышеизложенного можно решить проблему «образования и роста мартенситных зародышей», а также проблему остаточного содержания аустенита (после МП) и проблему содержания углерода (или азота) в решетке аустенита, необходимого и достаточного для протекания МП [1-4].
Аномальное (диффузионное) перераспределение C к дислокациям при МП
Как показывает анализ [9] соответствующих экспериментальных данных ([30] (рис. 3) и др.), при МП в углеродистой стали имеет место аномальное диффузионное перераспределение атомов углерода из решетки мартенсита к образующимся дислокациям с плотностью р± (на расстояния порядка р±-1/2 « 10 нм).
При этом время диффузии, очевидно, не превышает время МП, которое можно оценить (в свете работ [1-4, 31]) как тМП « (£зер/»зв) ~ 10-8-10-9 с, где Ьжр - размер исходных аустенитных зерен, изв - скорость звука в металле.
Отсюда скорость МП-деформации можно оценить как е' « (5/(^зертМП)) « 103-104 с-1, где 5 « 10-1 нм - величина смещения атомов железа при МП [1-4, 31].
Коэффициент диффузии C к дислокациям при МП можно оценить как D*C ~ (р±тМП)-1 ~ 10-3-10-4 см2с-1, что согласуется с известными экспериментальными данными об аномалиях диффузии при высокоскоростном (импульсном) деформировании металлов [32, 33] и может отвечать механизму краудионного типа [34] (именно для таких «молекул», а не для отдельных атомов углерода).
Отметим, что близкие значения скоростей деформации и коэффициентов диффузии получают, например, при сжатии металла импульсным магнитным полем [33].
Нормальное диффузионное перераспределение C в мартенсите к дислокациям (с коэффициентом диффузии DC « 3-10-17 см2с-1) в последеформационный период, т.е. после МП [до установления равновесной концентрации C (~0,17 ат.%) в напряженной решетке мартенсита (по отношению к карбидоподобным на-носегрегациям («адсорбированная нанофаза») на дислокациях)], рассмотрено в [9] (с использованием данных [30] (рис. 3)).
Следует подчеркнуть, что значение аномального коэффициента диффузии углерода в мартенсите при МП (D*C) превышает значение нормального коэффициента диффузии углерода в мартенсите после МП (DC) на 12-13 порядков.
О механизмах упрочнения и проявления сверхпластичности в металлических материалах с МП
Как отмечено в [2], сверхпластичность наблюдается во всех металлических материалах, в которых происходит МП.
Отмечено также [2], что при определенных условиях взаимодействие деформации и МП может привести к значительному повышению пластической деформации, предшествующей разрушению материала (так называемый трип-эффект, от "transformation induced plastisity").
Подчеркивается [2], что в обычных материалах деформация приводит к упрочнению - с одной стороны и к снижению пластичности - с другой. В
сплавах с метастабильным аустенитом деформация, сопровождающаяся образованием мартенсита, приводит к упрочнению и одновременному повышению пластичности (в интервале температур, примыкающих к «мартенситной точке»), связанному с появлением мартенсита деформации [2].
Имеются основания ([9, 30] и др.) полагать, что во многих случаях упрочнение может быть в значительной мере обусловлено высокой плотностью дислокаций, декорированных, т.е. закрепленных карби-доподобными (или нитридоподобными) наносегре-гациями (рис. 3), что обычно не принимается во внимание [2].
С другой стороны, представляется необходимым при рассмотрении сверхпластичности превращения (МП), как и для структурной свехпластичности, учитывать возможность деформационного (дислокационного) квазиплавления части границ зерен в материале [8, 9], что также обычно не принимается во внимание [2].
В следующих разделах статьи рассматриваются механизмы «реакции» водородного зернограничного охрупчивания и растрескивания сталей, которая имеет как отличительные, так и сходные черты с «реакцией» МП. В частности, при определенных условиях может иметь место как одновременное (водородное) повышение прочности и пластичности материала [35], так и проявление сверхпластичности материала (деформационное (водород-вакансионное) квазиплавление части границ зерен [8, 9, 36]). При этом в ряде работ [35] рассматривают «диффузионно-мартенситный» механизм влияния водорода.
Физика сегрегационных нанофаз на дислокациях и границах зерен в связи с процессами старения,
водородного охрупчивания и стресс-коррозионного разрушения углеродистых сталей
Следует отметить, что фундаментальная научная проблема, интенсивно изучаемая в мире на протяжении последних нескольких десятков лет, относится к физике водородного охрупчивания и деградации физико-механических свойств металлических материалов в связи с актуальными научно-технологическими «открытыми» вопросами: 1) металловедческие аспекты водородной энергетики по технологической совместимости металлических материалов с водородом; 2) физические аспекты (основы), микромеханизмы и взаимосвязь процессов старения и водородного охрупчивания металлических материалов и роли этих процессов в деградации эксплуатационных свойств и технологическом ресурсе сталей магистральных газопроводов и водородной инфраструктуры, в т.ч. в конструкциях (изделиях) автотранспортной, авиационной и космической индустрии.
В этой связи представляется целесообразным аналитическое исследование [9, 36-39] этих проблем, имеющее характер опосредованного эксперимента, и рассмотрение процессов структурно-фазовой сегре-
гационной нанофрагментации материала за счет энергии топохимических реакций образования кар-богидридоподобных и др. наносегрегаций («адсорбированная нанофаза») на дислокациях и на границах зерен, а также влияния таких сегрегационных нанофаз на технологические процессы (старение, водородное охрупчивание, стресс-коррозия, разрушение) и физико-механические свойства металлических материалов.
Показано [9, 36-39], что такие топохимические реакции могут приводить к образованию локального хрупкого и напряженного состояния на границах зерен материала и к его межзеренному растрескиванию (рис. 5, 6), в основном за счет энергии топохи-мических реакций. Именно образование хрупкого и напряженного состояния границ зерен материала, очевидно, обуславливает возможность высокоскоростного стресс-коррозионного разрушения материала (рис. 7).
t \
Рис. 5 [40]. Аварийное разрушение взрывного типа стального цилиндрического баллона с водородом. Видно межзеренное (водородное) растрескивание материала, указывающее на образование хрупкого и напряженного состояния на границах зерен. Аналогичное межзеренное (водородное) растрескивание и разрушение наблюдают и в сталях магистральных газопроводов (см. рис. 6 и рис. 7) Fig. 5 [40]. Explosion type of a disastrous rupture of a cylindrical steel vessel containing hydrogen; in particular, clearly visible is inter-granular (hydrogen) cracking of the material. The similar inter-granular (hydrogen) cracking and failure are observed and in the steels of the gas mains (see Figs. 6 and 7)
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
Общий вид ж,- .....- е
Малые увеличения Средние увеличения
......."Ж ШЁШ
а
/ Л ¿
•'•Vi V .
b
Рис. 6 [41]. a - движение стресс-коррозионных трещин по границам зерен в сталях 17Г1С и Х70; b - влияние старения магистральных газопроводов на стресс-коррозионное растрескивание. Распространение стресс-коррозионной трещины вдоль границы зерна в стали Х70 Fig. 6 [41]. a - motion of the stress-corrosion cracks along the grain boundaries in 17Г1С and Х70 steels; b - the influence of aging of the gas mains on the stress-corrosion cracking. It's visible the spreading of a stress-corrosion crack along the grain boundary in X70 steel
b
Рис. 7 [41]. Аварийные случаи (a, b) лавинных хрупких и протяженных вязких разрушений участков магистральных газопроводов (МГП) длиной в несколько км, введенных в эксплуатацию в 60-е годы. Подчеркивается, что скорость
лавинного разрушения превышает скорость падения давления газа (от -80 атм) в трубе, т.е. близка к звуковой. Отмечается «лавинный» рост стресс-коррозионных аварий с 90-х годов, возникающих «неожиданно и непредсказуемо» Fig. 7 [41]. Emergencies (a, b) involving avalanche brittle and viscous ruptures of sections of gas mains several kilometers long that became operational in the 1960s. It's noted, that the rate of the avalanche ruptures is higher than the rate of dropping the gas pressure (from -80 atm) in the tube (the pipeline), i.e. it's close to the sound one. It's also noted the avalanche character of the growth of the stress-corrosion emergences from 90-th years, occurring "suddenly and unpredictably"
Критический конструктивный анализ [9, 36-39] данных ([40, 41] и др.) показывает:
1. Стресс-коррозионное разрушение (СКР (рис. 7)) трубных сталей связано с образованием на границах ферритных зерен (ГФЗ) (при старении материала) «сетки» карбидоподобных наносегрегаций (толщиной ~ 1 нм) в результате диффузионного перераспределения углерода в основном из объема ферритных зерен (ФЗ) к ГФЗ, занимающего ~10-20 лет и являющегося лимитирующей и необходимой (но недостаточной) стадией СКР.
2. Необходимой (но не лимитирующей) стадией СКР является также диссоциативное растворение СН4 (и/или И28 и Н2) в решетке феррита (РФ) и последующая диффузия водорода (от внутренних к внешним стенкам труб) к карбидоподобным нано-сегрегациям на ГФЗ (до локального фазового перехода на ГФЗ к карбогидридоподобной сегрегационной нанофазе (топохимическая реакция (ТХР))).
3. В результате этих двух стадий образуется хрупкое и напряженное (за счет энергии ТХР) состояние ГФЗ, способствующее межкристаллитному («водородному») растрескиванию (рис. 6) и высокоскоростному разрушению материала (рис. 7).
4. Последняя необходимая («тригерная») стадия «запуска» СКР (механическое и/или электрохимическое воздействие и др.).
5. Возможны (из (1-4)) оценки ресурса и оптимизация материала.
Заключение
«Прорывные» направления исследований мартен-ситного превращения и стресс-коррозионного растрескивания сталей:
1. Дальнейшее изучение МП-механизма, включающего квазихимические реакции в «нанореакто-рах» - «ансамблях» из отдельных элементарных ячеек структур.
2. Изучение перераспределения (в «нанореакто-рах») локальных ковалентных с-связей Ре-С (или РеМ и атомов железа, обуславливающего высокий уровень соответствующих локальных напряжений в определенных областях материала, приводящих к высокоскоростной сдвиговой деформации.
3. Изучение аномального (диффузионного) МП-перераспределения атомов С (или М) на расстояния, существенно превышающие межатомные (до ~10 нм), к образующимся дислокациям и их декорирование сегрегационными нанофазами, влияющими на прочностные свойства материала.
4. Дальнейшее раскрытие физики сегрегационных карбогидридоподобных и др. нанофаз, т.е. локального фазового перехода (топохимическая реакция) на дислокациях и границах зерен.
5. Дальнейшее раскрытие физики образования хрупкого и напряженного (за счет энергии топохи-мической реакции) состояния границ зерен при на-водороживании материала, приводящего к межзе-ренному растрескиванию и высокоскоростному (в основном хрупкому) разрушению материала.
а
Список литературы
1. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977.
2. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Мартенситные превращения. М.: Физматлит, 2009.
3. Лободюк В.А., Эстрин Э.И. Изотермическое мартенситное превращение // Успехи физических наук. 2005. Т. 175, № 7. С. 745-766.
4. Могутнов Б.М. Вклад научной школы Г.В. Курдюмова в теорию мартенситных превращений // Изв. РАН. Сер. Физическая. 2002. Т. 66, № 9. С.1230-1235.
5. Банных О.А. Труды конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». Москва: ИМЕТ, 2009.
6. Нечаев Ю.С., Омельченко А.В. Растворимость и диффузия азота и углерода в аустените // Журнал физической химии. 1995. Т. 69, № 10. С. 1765-1770.
7. Nechaev Yu.S., Efimenko S.P. Impurity anomalous diffusion in metals at elevated temperatures, and non-conventional near-dislocation nano-segregation // Metallofizika i Noveishie Tekhnologii (Metal Physics and Advanced Technologies). 1999. Vol. 21, No. 2. P. 16-21; Met. Phys. Adv. Tech. (Reprint). 2001. Vol. 19, No. 2. P. 225-234.
8. Нечаев Ю.С. О микромеханизмах аморфизации металлических материалов // Изв. АН СССР. Сер. Физическая. 2001. Т. 65, № 10. С. 1507-1514.
9. Нечаев Ю.С. Физические комплексные проблемы старения, охрупчивания и разрушения металлических материалов водородной энергетики и магистральных газопроводов // Успехи физических наук. 2008. Т. 178, № 7. С. 709-726.
10. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.А. Термодинамика сплавов железа. М.: Металлургия, 1984.
11. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972.
12. Смирнов А. А. Теория диффузии в сплавах внедрении. Киев: Наукова Думка, 1982.
13. Звягинцев Н.В., Могутнов Б.М. Рентгено- и нейтроноструктурные исследования углерода в ау-стените // Физика металлов и металловедение. 1978. Т. 46, № 4. С. 881-886.
14. Choo W.K., Kaplow R. Mösbauer spectroscopy investigation of austenite // Acta Metal. 1973. Vol. 21, No. 6. P. 725-730.
15. Гаврилюк В.Г., Надутов В.М., Гладун О.В. Мессбауровские спектры железа в аустените // Физика металлов и металловедение. 1990. Т. 56, № 3. С. 128-133.
16. Бернштейн М.Л., Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З., Горелик С.С., Копецкий Ч.В., Кремнев Л.С., Курдюмов Г.В., Лахтин Ю.М., Лившиц Л.С., Мас-ленков С.Б., Новиков И.И., Пастухова Ж.П., Портной В.К., Рахштадт А.Г., Садовский В.Д., Скаков Ю.А., Таран Ю.Н., Ульянин Е.А., Утевский Л.М., Швинд-лерман Л.С., Энтин Р.И. Металловедение и термиче-
ская обработка стали. Справ. Изд. Т. II. Основы термической обработки. Под. ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М.: Металлургия, 1983.
17. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Mura T. The electronic local states and the covalent bonds of interstitial impurities in austenite // J. Phys. F: Metal Phys. 1987. Vol. 18, No. 5. P. 923-928.
18. Новиков И.И. Дефекты кристаллической решетки металлов. М.: Металлургия, 1968.
19. Andreev L.A., Nechaev Yu.S., Kalashnikova E.A., Konovalov N.T., Lykhin V.A., Minaev Yu.A., Olshevski N.A. On the quasichemical model of oxygen absorption and ordering in a high temperature superconductor YBa2Cu3O6+x // Phys. Status Solidi a. 1991. Vol. 221. P. 221-229.
20. Smith R.P. Diffusion of C in austenite // J. Amer. Chem. Soc. 1946. Vol. 68, No. 7. P. 1163-1167.
21. Banya S., Elliot J.F., Chipman J. Diffusion of C in austenite // Metallurgical Trans. 1970. Vol.1, No. 5. P. 1313-1317.
22. Омельченко А.В., Сошников В.И., Бащенко А. П. Диффузия азота в легированном аустените // Изв. АН СССР. Металлы. 1991. № 1. С. 190-195.
23. Naka M., Masumoto I., Imai Y. Solubility of nitrogen in austenite // Sci. Report Research. Inst. Tohoku Univ. 1972. Vol. 24, No. 1/2. P. 30-35.
24. Сычев В.В., Вассерман А.А., Козлов А.Д. Термодинамические свойства азота. М.: Изд-во стандартов, 1977.
25. Gavriljuk V.G. Mossbauer study of the carbon distribution in austenite // ISIJ International. 1996. Vol. 36. P. 738-743.
26. Усиков М.П., Суязов А.В., Могутнов Б.М. Электронно-микроскопические исследования аусте-нита с 10 ат.% азота // Физика металлов и металловедение. 1976. Т. 42, № 4. С. 755-760.
27. Wells C., Batz W., Mehl R.F. Diffusion of C in yFe // Trans. Met. Soc. AIME. 1950. Vol. 188. P. 535-540.
28. Жуховицкий А.А., Шварцман Л.А. Физическая химия. М.: Металлургия, 1976.
29. Blanter M.S., Golovin I.S., Neuhauser H., Sinning H.-R. Internal friction in metallic materials. A Handbook. Springler-Verlag, 2007.
30. Wilde J., Cerezo A., Smith J.D.W. Three-dimentional atomic-scale mapping of a Cottrell atmosphere around a dislocation in iron // Scripta Materialia. 2000. Vol. 43. P. 39-47.
31. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение, термообработка и металлография. М.: МИСИС, 1994.
32. Nechaev Yu.S. On the physics of enhanced Fickian diffusion and structural-phase changes in intensively deforming metallic materials // Diffusion and Defect Forum. 2006. Vol. 251-252. P. 123-126.
33. Мазанко В.Ф., Покоев А.В., Миронов В.М. Диффузионные процессы в металлах под действием магнитных полей и импульсных деформаций. Том I. М.: Машиностроение, 2006.
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 11 (79) 2009
© Scientific Technical Centre «TATA», 2009
34. Инденбом В. Л. Межузельный (краудионный) механизм пластической деформации и разрушения // Письма в ЖЭТФ. 1970. Т. 12, № 12. С. 526-528.
35. Goltsov V.A. In: Progress in Hydrogen Treatment of Materials. Ed. by V.A. Goltsov. Donetsk - Coral Gables: Kassiopeya Ltd. Publ., 2001.
36. Nechaev Yu.S., Burzhanov A.A., Filippov G.A. On revealing micromechanisms of the hydrogen plastification and embrittlement of metallic materials: Relevance to the safety and corrosion problems // Advances in Materials Science. 2007. Vol. 7, No. 1(11). P. 166-175.
37. Nechaev Yu.S. On specific phase transitions to the compound-like impurity nanosegregation structures at dislocations and grain boundaries in metals and their influence on diffusion-assisted processes // Solid State Phenomena. 2008. Vol. 138. P. 81-118.
38. Nechaev Yu.S., Oechsner A. On physical nanoscale aspects of compatibility of steels with hydrogen and natural gas // Journal of Nanoscience and Nanotechnology. 2010. Vol. 10 (in press).
39. Дискуссия Нечаева Ю.С. и Чувильдеева В.Н. в журнале Материаловедение. 2009. No. 3, 4, 6.
40. Barthelemy H. Proc. of 16th World Hydrogen Energy Conf. "Expanding Hydrogen". Lion, France, 2006. http ://www.afh2.org/whec2006
41. Будзуляк Б.В., Седых А.Д., Чувильдеев В.Н. Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов. Нижний Новгород: НИФТИ ННГУ, 2006.
3-Я МЕЖДУНАРОДНАЯ ВЫСТАВКА И КОНФЕРЕНЦИЯ ИННОВАЦИЙ В ЭНЕРГЕТИКЕ И ЭКОЛОГИИ БУДУЩЕГО WORLD FUTURE ENERGY SUMMIT 2010
WORLDFUTURE
ENEF SUMMIT
Abu Dhabi, 18-21January 2010
Время проведения: 18.01.2010 - 21.01.2010
Место проведения: ОАЭ, Абу-Даби
Темы: Энергетика, Экология и защита окружающей среды
Международный энергетический форум-выставка World Future Energy Summit в Абу-Даби (ОАЭ) проходит ежегодно в конце января в международном выставочном центре Абу-Даби.
World Future Energy Summit - это две интегрированные выставки по энергетике и экологии. Финансистам, предпринимателям, а также компаниям, занимающимся передовыми технологиями и системами в области возобновляемой энергии, предоставляется уникальную возможность встретиться, обсуждить и воплотить в жизнь свои решения. Наряду с выставкой в Абу-Даби проходит тематическая конференция по проблемам возобновляемых источников энергии World Future Energy Summit.
World Future Energy Summit 2009 собрал 18420 посетителей из 84 стран (1124 делегатов конференции, 200 докладчиков, 804 VIPS, 734 журналиста и 144 официальные делегации из 19 стран. Выставки World Future Energy and Environment и саммит проходили на общей площади 40000 кв. м, здесь разместились экспозиции 615 компаний из 37 стран.
Принимающей стороной мероприятия выступает проектная организация, подготовившая план сооружения на территории ОАЭ нового, экологически чистого города.
Проект под названием Masdar City выполнен лондонским бюро Нормана Фостера и займет площадь в 600 гектаров. Здания города будут возводиться в традиционном арабском стиле.
Энергию для городской деятельности планируется полностью получать за счет естественных источников энергии -солнца и ветра. В пределах Masdar City запретят передвигаться на автомобилях - необходимо будет использовать велосипеды и другие экологически чистые транспортные средства. Предполагается, что к 2016 г. здесь смогут поселиться 50000 человек.
