CC BY
95
Об особенностях разрушения стали при закалке и возможности образования в ней каналов
В.М. Финкель
Филадельфия, 19152, США
Распространение мартенситной пластины в процессе превращения «аустенит - мартенсит» рассматривается как носящее баллистический характер. В этих условиях рост мартенситной пластины должен вести к динамическому удару по любому барьеру, расположенному перед пластиной. Вершина мартенситной пластины, движущаяся со скоростью порядка звуковых волн, представляется как метаемое фазовым переходом «аустенит - мартенсит» летящее тело, обладающее массой. Подобное тело способно оказывать механическое воздействие на любые барьеры, перфорировать и разрушать их. В результате в барьерах должны возникать протяженные зоны поражения, расположенные внутри материала и подобные каналам. В процессе мартенситного превращения можно ожидать образование упругих и неупругих каналов Розе первого и второго родов. При образовании реечного мартенсита между мартенситными рейками создаются так называемые мартенситные наковальни с отрицательными (растягивающими) напряжениями порядка 20.. .70 ГПа. Растягивающие напряжения такого рода способны вести к разрушению аустенитных прослоек в пакетах с образованием каналов: либо пустотных, либо заполненных разрушенным материалом. Подобная структура реечного мартенсита может оказаться ключевой для понимания процессов, происходящих при ползучести высокохромистых закаленных сталей типа Р91 и Р92. Образующиеся в процессе реечного мартенситного превращения каналы в разрушенных аустенитных прослойках могут быть источниками и транспортными артериями для доставки легирующих элементов и углерода к границе аустенитного зерна. Скорости такого переноса во много раз выше скоростей любого диффузионного процесса. Такой сценарий ведет к аномально быстрому образованию включений различной природы в бывших границах аустенитных зерен и может явиться причиной деградации и раннего разрушения высокохромистых сталей.
On the peculiarities of steel fracture at quenching and possibilities of its channeling
V.M. Finkel
Philadelphia, 19152, USA
The propagation of a martensite plate during austenite - martensite transformation is considered as a process having a ballistic character. In these conditions, the martensite plate growth should cause dynamic impact on any barrier in front of the plate. The top of the martensite plate moving with a velocity close to sound wave velocity is represented as a flying body with mass thrown by the austenite -martensite phase transition. The body can exert mechanical effect on any barriers, perforate and fracture them. As a result, extended fracture zones as channels within the material should appear in barriers. During martensitic transformation one should expect the formation of elastic and inelastic Rose’s channels of the first and second type. At lath martensite formation the so-called martensite anvils with negative (tensile) stresses of about 20...70 GPa are formed between martensite laths. Tensile stresses of this kind can cause fracture of austenite layers in packets with the formation of channels, either cavitated or filled with fractured material. Such structure of lath martensite may turn to be the key one for understanding processes occurring in creep of quenched high-chromium steels P91 and P92. Channels in fractured austenite layers formed during lath martensitic transformation are the main source and thoroughfare for delivering alloying elements and carbon to the austenitic grain boundary. The delivery rates exceed many times the rates of any diffusion process. This scenario leads to abnormally rapid formation of inclusions of different nature in former austenite grain boundaries. It is the main cause of degradation and early fracture of high-chromium steels.
1. Введение
Общеизвестно [1], что закалка углеродистых сталей на мартенсит ведет к их упрочнению. В работе [2] это суммируется следующим образом: «Упрочнению способствуют.: дефекты решетки, введенные при инвариантном сдвиге, т.е. дислокации, двойниковые грани-
цы и поверхности раздела мартенситных кристаллов, напряжения, обусловленные превращением (которые не уменьшаются при пластическом сдвиге), частицы, выделившиеся в мартенсите, сегрегационные зоны на дислокациях и границах, дефекты решетки, унаследованные из аустенита, частицы, образовавшиеся в аусте-
© Финкель В.М., 2006
ните, которые либо сдвинуты в метастабильную зону, либо утратили когерентность при превращении. В большинстве сталей основной вклад в предел текучести дает твердорастворное упрочнение углеродом».
Равным образом известно, что закалка углеродистых сталей ведет в результате к безусловному снижению всех параметров пластичности. Что касается относительного удлинения и сужения закаленных высокоуглеродистых сталей, то они попросту равны нулю. Основная причина охрупчивания сталей при закалке соотносится со слабой подвижностью дислокаций в мартенсите, содержащем углерод. В частности, это определяется закреплением дислокаций атмосферами из атомов углерода. Влияет также насыщенность мартенсита двойниками, сложными дислокационными структурами и большим количеством малоугловых границ.
В настоящем исследовании выдвигается концепция, дополняющая общеизвестные положения рассмотрением динамики процессов при закалке стали, способных вести к определенному внутреннему разрушению в процессе фазового перехода «аустенит - мартенсит» и весьма вероятному образованию системы каналов и трещин, как в мартенсите, так и в остаточном аустените.
2. Особенности образования отдельной пластины мартенсита
Рассмотрим ситуацию с возникновением первой мартенситной пластины в процессе закалки (рис. 1). Учтем то фундаментальное обстоятельство, что плотность мартенсита меньше, нежели аустенита, и поэтому участок, претерпевший мартенситное превращение, должен иметь, в конечном итоге, большие линейные размеры.
Пусть Ь — размер аустенитного зерна; ЛЬ — удлинение, связанное с мартенситным переходом; Ь + ЛЬ — длина мартенситной пластины, возникшей в результате превращения столба аустенита Ь; р — плотность; у — удельный объем; р А — плотность аустенита; р м — плотность мартенсита; у А — удельный объем аусте-
Д1_
V м
ГАЗ
Рис. 1. Первый кристалл пластинчатого мартенсита, образовавшийся в процессе закалки: М — мартенсит; А — аустенит; ГАЗ — граница аустенитного зерна
нита; у м — удельный объем мартенсита; 8 — относительное удлинение.
Очевидно, что
(L + ЛЬ)/ L = (Ра/ р м)1/3,
(Ра/ Р м)1/3 = (У м/ У а)1/3
и
(L + ЛЬ)/L = (у м/ У а)1/3-
Отсюда, относительная деформация 8 = ЛЬ/Ь,
8= (Ум/УА)13 - 1
В этих условиях упругие напряжения а в столбе мартенсита Ь + ЛЬ составят
а = [(У м/ У а)13 - 1]Е > где Е — модуль упругости.
Оценим ситуацию численно. Для этого воспользуемся материалами об удельном объеме феррита, аустенита и мартенсита из [3]. Полученные напряжения весьма значительны (табл. 1), тем более что формируются они в динамическом режиме.
Действительно, неоднократно отмечалось, что скорость развития мартенситной пластины порядка скорости звука. Поскольку точные значения скорости нам не известны, условно принимаем скорость мартенсит-ного превращения равной скорости звуковых волн в стали V - 4 500 м/с. Оценивая, примерно, зерно аустенита в 50 мкм, находим время формирования сердцевины мартенситной пластины как
Лt -10-8с.
Это означает, что рост мартенситной пластины, точнее высокоскоростное движение ее переднего края, ведет к динамическому удару по любому барьеру, расположенному перед пластиной, в частности по границе аустенитного зерна, по ранее образовавшейся мартенситной пластине или по дефекту, находящемуся впереди по трассе движения, например по субгранице, дислокационному скоплению, включению или дефекту упаковки. Здесь следует оговорить то значимое обстоятельство, что часть мартенситного кристалла, в котором превращение завершено, находится в состоянии покоя, движется лишь его фронтальная часть, в которой превращение осуществляется в данный момент. Однако часть эта суммирует все удлинение, связанное с меньшей плотностью мартенсита в сравнении с аустенитом. Столкновение с серьезным барьером приведет к появлению отраженной волны сжатия, способной, вообще говоря, деформировать собственно мартенситную пластину двойникованием или скольжением (рис. 1). В теории мартенситных превращений [4, 5] вводится так называемый неоднородный сдвиг с тем, чтобы сохранить габитусную поверхность макроскопически неискаженной. При этом предполагается, что чередующиеся двойники превращения и пластинки скольжения мешают
Наименование фазы и содержание углерода, % [4] Удельный объем у, см3/г [4] Относите 8 = ьная деформация ( у/3 1м | _ 1 1 У А ]
Феррит 0.12708
Аустенит, 0.0 % 0.12227
0.2 % 0.12270
0.4 % 0.12313
0.6 % 0.12356
0.8 % 0.12399
1.0 % 0.12442
1.4 % 0.12528
Мартенсит, 0.0 % 0.12708 0.01294
0.2 % 0.12761 0.01316
0.4 % 0.12863 0.01332
0.6 % 0.12863 0.01368
0.8 % 0.12915 0.01368
1.0 % 0.12965 0.01381
1.4 % 0.13061 0.01398
Напряжения в мартенсите
( у/3 "
Ум ] _ 1
У А I
0.01294Е
0.01316Е
0.01332Е
0.01368Е
0.01368Е
0.01381Е
0.01398Е
накоплению любой деформации на протяженных участках межфазной границы и тем самым обеспечивают инвариантность габитусной плоскости. Принимая это положение и не дискутируя с ним, мы хотим лишь обратить внимание на то, что существует, по меньшей мере, еще один механизм деформирования мартенсит-ной пластины уже после превращения. В его рамках можно понять то обстоятельство, что двойникование, например, локализовано в сердцевинных частях мартен-ситной пластины в окрестностях мидриба. Это объясняется тем известным обстоятельством, что линзовидная пластина растет в два этапа. Вначале в динамическом режиме за 10-8 с создается ее центральная зона вблизи мидриба и именно она претерпевает деформацию в период столкновения с барьером, и лишь затем с заметно меньшими скоростями протекает превращение, формирующее линзовидные, выпуклые части пластины.
3. Возможные каналы в пластинчатом мартенсите
Известно, что существуют два морфологических типа мартенсита: пластинчатый и реечный. И тот, и другой могут обладать различными вариациями. Рассмотрим первую пластину пластинчатого мартенсита, прежде всего, в состоянии свободного роста, т.е. в процессе фазового перехода и до встречи с первым барьером (рис. 2, а). Повторим еще раз, что часть мартенсит-ного кристалла, в котором превращение завершено, покоится, движется лишь его фронтальная часть, в которой превращение осуществляется в данный момент времени. Для протекания фазового перехода «аустенит -
мартенсит» необходим так называемый неоднородный сдвиг или дополнительная пластическая деформация. В пластинчатом мартенсите это, преимущественно, двойникование. Полностью внутренне двойникованные мартенситные кристаллы образуются лишь при очень низких температурах превращения. При температурах
0
Рис. 2. Образование каналов Розе I рода (КР1М) в первом кристалле пластинчатого мартенсита в процессе свободного фазового перехода до встречи с первым барьером (а); образование каналов Розе II рода (КРПМ) при встрече растущего кристалла мартенсита с ранее образовавшейся мартенситной пластиной (б). Стрелка указывает направление роста мартенситного кристалла
выше —150___—100 °С (в зависимости от легирования)
возникают кристаллы, двойникованные лишь частично, в так называемом мидрибе, т.е. в срединном слое мар-тенситной пластины [4]. Указывается, по меньшей мере, одна система двойников (112) [111]. Аналогичная система из многих, плотно расположенных двойников может возникнуть и при встрече растущей пластины с каким-либо барьером (рис. 2, б).
Вместе с тем, еще в 1868 году Г. Розе [6] обнаружил в кристаллах кальцита, деформирующихся исключительно двойникованием, протяженные пустоты, названные впоследствии его именем. Каналы, образованные в системе параллельных двойников одной системы, получили название каналов Розе I рода. Каналы, возникавшие на пересечении двойников различных систем — каналами Розе II рода. И те, и другие — полости. Дальнейшие исследования этого вопроса были проведены спустя столетие В.М. Финкелем и В.А. Федоровым в работах [7, 8]. Структура и морфология каналов в кристаллах кальцита несколько отличалась от классической схемы Розе. Возникавшие в поле множества параллельных двойников системы (110) [100] каналы Розе уходят вглубь материала и имеют на противоположной стороне кристалла выход аналогичной ромбовидной формы. При этом в каждом из двойников возможно образование канала. Нарушение сплошности происходит по плоскостям спайности (110). Сечение канала полностью определяется размерами двойниковых прослоек и их удалением друг от друга. В итоге, каналы Розе I рода представляют собой пустотелые на-
клонные призмы размером от нескольких микрометров до 1_2 миллиметров. В большинстве случаев зарождение каналов Розе I рода носит массовый характер (рис. 3).
Нет никаких принципиальных возражений против того, чтобы подобное имело место и в системах с множеством параллельных двойниковых прослоек в растущих или стабильно существующих кристаллах мартенсита. Тем более, что ранее неоднократно указывалось на возможность образования каналов Розе в железе и цинке [9, 10]. Предположительно, каналы Розе I рода в мартенситных кристаллах должны были бы находиться в области, охваченной двойникованием, безотносительно к этимологии последнего: будь-то двойнико-вание, органически необходимое для плавного течения мартенситного перехода (неоднородный сдвиг или дополнительная деформация) (рис. 2, а), либо двойни-кование, возникшее в результате удара растущей мар-тенситной пластины о барьер (рис. 2, б).
Возникает вопрос, почему экспериментально эти каналы до сих пор не обнаружены? Существуют, по меньшей мере, три причины этого. Прежде всего, их никто не искал. Во-вторых, поперечный размер каналов порядка размера двойниковой прослойки, т.е. он определенно мал. Ну и, наконец, нужно понять, в каких условиях растет первая пластина мартенсита. Она стремительно удлиняется в окружении мощного сжатия аусте-нитной матрицы. Оценим, о каких максимально возможных напряжениях идет речь. Воспользуемся простейшей моделью, когда две толстостенные трубы при прессовой горячей или холодной посадке плотно посажены
Рис. 3. Схемы образования каналов Розе I рода в кальците [8]
одна на другую с так называемым натягом (рис. 4, а). Для частного случая, когда модули упругости Е1, Е2 и коэффициенты Пуассона у1, V2 соответственно для внутренней и внешней деталей равны друг другу, контактные давления имеют вид:
Р = Е5___________________________________1_,
й (1 + К1 )1(1~К\) + (1 + к2^(1-к2) где К1 = й1/й, К2 = й/й2.
Для сплошной внутренней детали (рис. 4, а, й 1 = 0, К1 = 0) контактные напряжения на поверхности соединения определяются из
Р = Е5 1 ,
й 1 + (1 + К2 )/(1-К ^) где 8 — натяг; й — диаметр посадочной поверхности; К2 = й/й 2 — отношение диаметров.
Для нашего случая (рис. 4, б) сердцевидный цилиндр представляет собой мартенситный стержень диаметром й, а наружный цилиндр — аустенитный с диаметром й2. При этом К2 = й/й2 и выражение для контактного давления приобретает вид:
р=—
й
й м
Для оценки величины натяга 8 примем, что его существование определяется различием удельных объемов мартенсита и аустенита внутри нынешнего объема мартенсита с диаметром й. Поэтому
5 = °-5(йм -йА)-
Учитывая, что йм/ йА = (Р а/Р м) = (У м/ У а) >
находим
Р = 0.25 Е
2
1 - й
й 2 V 2
_ _
/ \ 1/3 "
5 = 0.5 йм 1 - 1А
ч 1 м у
Отсюда выражение для контактного давления имеет
вид:
ґ і ^ 2 / \ 13 "
1 - й 1 - 1А
й 2 2 ч 1 м,
Пусть размер зерна аустенита й2 составляет 50 мкм, а поперечный размер мартенситной пластины лежит в пределах 0.5 < й < 5 мкм. Тогда 10 4 < (й/й2)2 < 10 2, что пренебрежимо мало по сравнению с единицей. В итоге, окончательное выражение для контактного давления таково:
/ \ 13 "
0.25Е 1 - 1А 1
ч 1 м У
Рис. 4. Схемы прессовой посадки двух толстостенных труб [11] одна на другую (а); аустенитной (А) толстостенной трубы на мартенситный стержень (М) (б)
Численные значения контактного давления на границе «аустенитная матрица - мартенсит» для различного содержания углерода приведены в табл. 2.
Эти напряжения порядка реальной прочности мар-тенситного кристалла. Трудно судить о том, вызывают ли они какую-нибудь деформацию мартенсита, однако не вызывает сомнения, что они обжимают его. Вместе с тем, известно, что каналы Розе I рода обратимы. Это было установлено В.М. Финкелем и В.А. Федоровым в 1972 году [12]. В первую очередь, появление таких каналов можно ожидать при взаимодействии упругих двойников [13]. После снятия нагрузки упругие двойники и вызванные их взаимодействием упругие каналы Розе I рода исчезали. Оказалось, что образование упругих каналов Розе I рода возможно не только при конфликте упругих двойников, но и при взаимодействии стационарных прослоек и заклинившихся упругих двойников. В случае мартенситного перехода сложные реакции между параллельными двойниками вполне способны вести к возникновению упругих каналов Розе I рода. Однако мощные обжимающие напряжения со стороны аустенитной матрицы должны вести к их принудительному схлопыванию. Для их обнаружения нужны или импульсная съемка в микрообъеме (сегодня, к сожалению, трудноосуществимая) или существенное уменьшение обжимающих напряжений со стороны окружающего аустенита (см. ниже).
Согласно Розе [6] пересечение двойников в кальците должно вести к появлению пустотелых каналов. Исследование [7] показало, что каналы Розе II рода не были пустотелыми (рис. 5). Они оказались заполнены диспергированным материалом. Более того, материал, окружающий каналы Розе II рода, был пронизан огромным количеством микротрещин, исходящих из зоны канала. Удивительно, но в силу вакуумированности внутренних областей кристалла каналы Розе II рода оказались способны к полному захлопыванию, залечиванию и исчезновению [8].
Наблюдались ли каналы Розе II рода в металлах? В цинке — определенно да [14]! Возможно ли нечто подобное в мартенситной пластине? В процессе фазового перехода в свободно растущей, т.е. удлиняющейся, мар-
Наименование фазы и содержание углерода, % [4] Удельный объем у, см3/г [4] г л!3 У А 1 У М ) Контактное давление на границе матрица - мартенсит» Рк = 0.25Е «аустенитная " Г л13" 1 -1 У А | _ 1Ум) _
Феррит 0.12708
Аустенит, 0.0 % 0.12227
0.2 % 0.12270
0.4 % 0.12313
0.6 % 0.12356
0.8 % 0.12399
1.0 % 0.12442
1.4 % 0.12528
Мартенсит, 0.0 % 0.12708 0.98734 0.00316Е
0.2 % 0.12761 0.98713 0.00321Е
0.4 % 0.12863 0.98568 0.00358Е
0.6 % 0.12863 0.98681 0.00329Е
0.8 % 0.12915 0.98663 0.00334Е
1.0 % 0.12965 0.98650 0.00337Е
1.4 % 0.13061 0.98634 0.00334Е
тенситной пластине, по общему мнению, протекает двойникование в одной системе с образованием множества параллельных двойников. Хотя имеются и иные указания. Так, в работе [4] приводится информация, согласно которой в процессе фазового перехода образуются тонкие двойники [011— ]м (011)м, которым предшествует возникновение двойников [011](111)А. Ситуация меняется и становится более определенной при столкновении пластины с барьером, условно, — с границей аустенитного зерна или с другой пластиной (рис. 2, б). В процессе столкновения в мартенситной пластине способны возникать прослойки другого направления. Они, в частности, могут принадлежать тому же семейству двойников. При этом и в летящей пластине (ударяющей), и в ударяемой пластине могут сосуществовать двойники двух направлений. Это необходимые условия для возникновения каналов Розе II рода. В том, что каналы такого рода существуют, практически со-
мнений нет. Общеизвестно, что при пересечении мар-тенситных пластин возникают трещины. Не доказано лишь существование их третьего измерения, их протяженности, ортогональной или наклонной к плоскости рисунка.
К вопросу об обратимости каналов Розе II рода в мартенсите. Упругие кристаллы мартенсита были предсказаны Г.В. Курдюмовым [4, 15] и экспериментально обнаружены в ряде сплавов в работах [16-18] (рис. 6). Распространение кристаллов мартенсита, в определенной степени, похоже на рост двойника. Можно предположить, что существует механизм образования каналов Розе II рода в результате пересечения упругих кристаллов мартенсита как единого целого (рис. 7). В этом случае они могли бы быть упругими и исчезать после обратимости самого мартенситного перехода.
Ранее были определены сжимающие напряжения, действующие со стороны аустенитной матрицы на рас-
Рис. 5. Каналы Розе II рода в кальците [8]: а — внешний вид каналов при боковом освещении, х 20; б — выход каналов на поверхность кристалла, х 130; в — частицы разрушенного материала, извлеченные из зоны каналов, х 1 200
тущую мартенситную пластину. Отмечалось также, что эти напряжения способны вести к захлопыванию и залечиванию каналов Розе в мартенситной пластине. Каковы будут эти напряжения на различных этапах мартен-ситного перехода? Для их оценки воспользуемся приведенным выше соотношением для контактного давления на границе «аустенит - мартенсит»
Я = 0.25 Е
С г Л 2 / \ 1/3 "
1 - d 1 - 1 У А
d 2 V 2 ) V У м у
Принимая, что d = d м — диаметр (толщина) мартенситной пластины, а d = dА — диаметр (сечение) аустенита, находим
Я = 0.25Е
С г Л 2 / \ 13 "
1 - d м 1 - У А I
d А А , У м ,
Результаты расчета контактного давления приведены в табл. 3.
Из таблицы следует, что по мере протекания мартен-ситного перехода до соотношения толщины мартенсита и аустенита, равного 0.9, мартенситная пластина подвергается сжатию и в этой области залечивание каналов
Рис. 7. Механизм образования каналов Розе II рода в мартенсите в результате пересечения упругих кристаллов мартенсита как единого целого: необратимых (КРЕМ) или упругих (УКРПМ)
Розе I и II рода вполне вероятно. При соотношении толщин двух фаз, равном 1, контактные напряжения исчезают. Начиная с этого момента, каналы Розе I и II рода, имей они место, залечиваться не будут. Тем более что с дальнейшим развитием мартенситного превращения соотношение dм/dА будет расти, что может быть истолковано следующим образом: количество мартенсита будет превышать количество аустенита. Изменение знака контактных напряжений в табл. 3 означает, что теперь не только непревращенный, а, в конечном итоге, и остаточный аустенит будет находиться под нарастающими растягивающими напряжениями. Отсюда следует два вывода: 1) поиск каналов каналов Розе I и II в мартенсите следует проводить в середине и конце мартенситного превращения, где они будут устойчивы; 2) остаточный аустенит в середине и, особенно, в конце превращения будет находиться под мощными растягивающими напряжениями. Последние способны в конце превращения или после него разрывать тонкие слои остаточного аустенита! Этого следует ожидать, прежде всего, в районах, где тонкие слои остаточного аустенита окажутся зажатыми между сталкивающимися пластинами раннего и позднего мартенсита (рис. 8). Условно, назовем их каналами в остаточном аустените, вызванными его разрывом за счет различия удельных обьемов мартенсита и аустенита. Ниже, в пункте 5, применительно к реечному мартенситу, этот вопрос анализируется подробнее. Подобные зоны квалифицируются как мартенситные наковальни по аналогии с известными алмазными наковальнями.
4. Динамические процессы при мартенситном превращении
Нам неизвестна точная скорость фазового превращения аустенита в мартенсит, за исключением того общепринятого обстоятельства, что она порядка звуковой. Условно принимаем эту скорость равной скорости
й м й а Г йм 1 [ йА J 1 Г йм 1 1 "1/А ] Контакт! «аустенит для стали с Рк = 0.25Е гае давленш ная матрица одержанием , [ й м 1 г на границе - мартенсит» I углерода 1.4 Гг л131 ,1-М. > %
0.01 10-4 0.9999 + 0.9999 • 0.00341Е
0.1 10-2 0.99 + 0.99 • 0.00341Е
0.2 4 • 10-2 0.96 + 0.96 • 0.00341Е
0.3 9 • 10-2 0.91 + 0.91 • 0.00341Е
0.4 16 • 10-2 0.84 + 0.84 • 0.00341Е
0.5 о 5 2 0.75 + 0.75 • 0.00341Е
0.6 о 6 3 0.64 + 0.64 • 0.00341Е
0.7 о 9 4 0.51 + 0.51 • 0.00341Е
0.8 о 4 6 0.36 + 0.36 • 0.00341Е
0.9 о 81 0.19 + 0.19 • 0.00341Е
1.0 1.00 0 0
1.1 1.21 - 0.21 - 0.21 • 0.00341Е
1.2 1.44 - 0.44 - 0.44 • 0.00341Е
1.3 1.69 - 0.69 - 0.69 • 0.00341Е
1.4 1.96 - 0.96 - 0.96 • 0.00341Е
1.5 2.25 - 1.25 - 1.25 • 0.00341Е
1.6 2.56 - 1.56 - 1.56 • 0.00341Е
1.7 2.89 - 1.89 - 1.89 • 0.00341Е
1.8 3.24 - 2.24 - 2.24 • 0.00341Е
1.9 3.61 - 2.61 - 2.61 • 0.00341Е
2.0 4.00 - 3.00 - 3.00 • 0.00341Е
3.0 9.00 - 8.00 - 8.00 • 0.00341Е
4.0 16.00 - 15.00 - 15.00 • 0.00341Е
5.0 25.00 - 24.00 - 24.00 • 0.00341Е
6.0 36.00 - 35.00 - 35.00 • 0.00341Е
7.0 49.00 - 48.00 - 48.00 • 0.00341Е
8.0 64.00 - 63.00 - 63.00 • 0.00341Е
9.0 81.00 - 80.00 - 80.00 • 0.00341Е
10.0 100.00 - 99.00 - 99.00 • 0.00341Е
продольных звуковых волн в стали, оценивая ее, таким образом, по максимуму. В этом приближении мартен-ситная пластина растет со скоростью звуковых волн. Что касается ее передней кромки, то она может рассматриваться как метаемое фазовым переходом «аустенит -мартенсит» летящее тело, обладающее массой. Подобное тело способно оказывать механическое воздействие на любые барьеры, перфорировать и разрушать их.
Его «бронебойной» частью является передовой участок мартенситной пластины длиной АЬ — удлинение, связанное с мартенситным переходом. Грубо говоря, этот участок, обусловленный меньшей плотностью мар-
тенсита в сравнении с аустенитом, как бы торчит впереди всей мартенситной пластины Ь. Масса мартенсита, сосредоточенная в нем, движущаяся со скоростью звука, и является летящим телом, способным «атаковать» любые встречные барьеры.
Оценим размеры летящего тела. Из соотношения
^ + Щ/ L = (у м/ у А)13 найдем
" Л13 _
Ум
А у
-1
Рис. 8. Образование каналов в остаточном аустените (КОА), вызванное его разрывом за счет различия удельных объемов мартенсита и аустенита. Этот механизм аналогичен действию мартенситных наковален, описанных в разделе 5. Стрелка указывает направление роста мартенситного кристалла
Допустим, мартенситная пластина представляет собой параллелепипед размерами 50x50x0.5 мкм. При концентрации углерода 1.2 % АЬ = 50 • 0.01316 = 0.658 мкм.
Тогда летящая и поражающая барьер эффективная часть мартенситной пластины представляет собой полосу размерами 50x0.5x0.658 мкм. Учитывая удельный объем мартенсита с 0.2% С, равный 0.12761 см3/г, находим эффективную массу ударяющей части мартен-ситной пластины как
т = 50 • 0.5 • 0.658 • 10 _12/0.12761 =
= 1.28908-10"10 г.
С повышением содержания углерода размер поражающей частицы и ее масса возрастают и при 1.4% С составляют:
АЬ = 50 • 0.01398 = 0.699 мкм
и
т = 50 • 0.5 • 0.699 • 10 "12/0.13061 =
= 1.33756 • 10 "10 г.
В теории проникания нам не известен случай, когда поражение мишени наносится частицей указанной выше формы (50x0.5x0.658 мкм). Однако известно [19], что глубина проникновения стального стержня в полу-бесконечную стальную преграду, грубо говоря, близка к длине стержня независимо от скорости удара. В серьезной книге, отражающей многолетние исследования механики соударения со сверхвысокими скоростями на Абердинском испытательном полигоне шт. Мериленд, на базе ВВС, Райт-Паттерсон, шт. Огайо и др. [20], отмечается, что, если развивающиеся при соударении напряжения превосходят пределы прочности снаряда и мишени во много раз, то они ведут себя как жидкость. В этих условиях начальная стадия соударения подчиняется законам гидродинамики. В сталях эти процессы имеют место при скоростях 5.. .6 км/с. Глубина кратеров при этих скоростях при стрельбе длинными снарядами
по толстым мишеням определяется уравнением Айхель-бергера:
Pc/Lp = (р р/р ()12.
Здесь Pc — глубина кратера; Lp — длина снаряда; р р — плотность материала снаряда; р t — плотность материала мишени.
Учитывая относительную близость плотностей мартенсита и аустенита, это выражение приводит к тем же самым заключениям, что и работа [19]. Для наших условий глубина кратера находилась бы в интервале
0.658...0.699 мкм.
Для частного случая сферических шариков, разгоняемых на легкогазовых пушках в лабораториях Дже-нерал моторс [21] до скоростей порядка звуковых и выше для экрана заданной толщины t s диаметр пробоины D определялся из соотношения1
D/d = 0.45v (tj d )2/3 + 0.9, где v — скорость соударения (км/с); D — диаметр пробоины; d — диаметр ударника.
Совершенно понятно, что мартенситная пластина не шарик. Кроме того, мишень не висит в воздухе, а опирается на матрицу металла. Поэтому использование результатов [21] имеет лишь грубо оценочный характер и только для случая, когда пластина рассматривается как система параллельных стержней, диаметр каждого из которых равен минимальной толщине мартенситной пластины. Допустим в связи с этим t s = 0.5 мкм, d = = 0.5 мкм, v = 4.5 км/с. Тогда диаметр пробоины составит 1.4625 мкм. В итоге удар мартенситной пластины в барьер приведет к образованию канавки-выбоины по периметру мартенситной пластины глубиной, не превышающей 0.658.0.699 мкм. Маловероятно, что эта ни-
1 Аналогичное соотношение для расчета удара по мишеням в системах метеоритной защиты использовалось и Т^. Riney [22]
КМБМ
б А М
м
А
КМБОА \
Рис. 9. Образование мартенситных баллистических каналов, вызванных ростом мартенситной пластины и ударом ее вершины в ранее образовавшуюся мартенситную пластину (a), в остаточный аустенит, зажатый между двумя мартенситными пластинами (б), в окрестности и границу аустенитного зерна (в). Стрелка указывает направление роста мартенситного кристалла
ша заполнена материалом и таким образом монолити-зирована с матрицей. Вероятнее всего, это будет линейная несплошность типа канала или трещины, идущей по линии пересечения ударяющей мартенситной пластины и барьера (рис. 9). Каналы такого рода, условно назовем их мартенситными баллистическими (КМБ), могут, в частности, образовываться на границах «мартенсит - мартенсит» (КМБМ), «мартенсит - остаточный аустенит» (КМБОА), зажатый между двумя мартенситными пластинами, либо в окрестностях границы аусте-нитного зерна (КМБМГ). В пользу такого развития событий говорят и данные о разрушениях мишеней при скоростях нагружения порядка звуковых и более высоких. Здесь имеет место не просто пробой, но и высокодисперсная фрагментация в зоне удара и даже плавление и испарение материала [21, 22], как ударника, так и мишени.
Повторим еще раз изначальное условие. Поскольку скорость роста мартенситной пластины принята нами равной скорости продольных звуковых волн в стали, рассмотренная ситуация является максимально жесткой и, по существу, предельной.
5. Возможные каналы в реечном мартенсите
Рассмотрим возможности образования каналов в процессе формирования реечной модификации мартенсита. Эта модификация имеет и другие наименования, в частности массивный, высокотемпературный, не-сдвойникованный мартенсит. Он наблюдается в закаленных малоуглеродистых и среднеуглеродистых сталях, в большинстве конструкционных легированных сталей
и, что важно для дальнейшего, в низкоуглеродистых хромистых сталях с 9.10 % Cr [1]. Этот мартенсит образуется в сталях с высокой температурой начала превращения Mн (> 250 °С).
Кристаллы этого мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении и образующих плотный пакет. Параллельные мартенситные пластины ориентированы в нем в направлении [111] a || [011]Y. Толщина пластин, составляющих пакет, колеблется в
углеродистых и никелевых сталях от 0.25 до 2.25 мкм [4]. Типичное соотношение размеров пластины составляет 1x7x30, т.е. длина превышает ширину в 4.5 раз. Соседние пластины ориентированы почти одинаково, то есть отвечают одному и тому же варианту соотношения Курдюмова-Закса. Однако они разориентированы на углы до 2°...3°, разделяясь по плоскости {110}а || {111}у малоугловыми дислокационными субграницами. Типичный мартенситный пакет имеет форму искаженного параллелепипеда, вытянутого в направлении [011]А ||[111]м вдоль длины рейки. По данным разных авторов в сталях с содержанием углерода 0.03.0.3 % габитус пакета и реек близок к {111}А - {557}а, а ориентационное соотношение — промежуточное между отношениями Курдюмова-Закса и Нишиямы. При этом рейки одного пакета могут иметь до 6 разных ориентировок с общей плоскостью {110}м || {111}А.
Для дальнейшего рассмотрения имеет принципиальное значение одно из фундаментальных отличий пластинчатого мартенсита от реечного. В первом — дополнительная деформация осуществляется двойниковани-ем, во втором — преимущественно скольжением (двойники наблюдаются лишь в немногих кристаллах).
В связи с этим обратимся к табл. 4, анализирующей возможности образования каналов в пластинчатом мартенсите закаленной стали. Попытаемся приложить данные этой таблицы к стали, закаленной на реечный мартенсит. Варианты 1-4 исключаются сразу в виду отсутствия двойников. Вариант 5 также отпадает, поскольку в нем идет речь об упругих одиночных кристаллах мартенсита, весьма близких к двойнику. Остаются варианты
6 и 7, к рассмотрению которых мы и приступим.
Относительно динамических процессов и порядка образования и формирования реечного мартенсита информация отсутствует. Нам неизвестны и указания на скорости распространения реечного мартенсита. Есть, однако, соображения, позволяющие сделать некоторые предположения: 1) двойникование в матрице такого мартенсита отсутствует; 2) собственно пакет реечного мартенсита не похож на двойниковую прослойку. Тре-
Таблица 4
Возможные каналы в закаленной стали
№ Наименование канала Обозначение канала Локализация канала Этимология канала
1 Каналы Розе I рода в мартенситных кристаллах mM Мартенситная пластина Результат взаимодействия параллельных двойников
2 Упругие (обратимые) каналы Розе I рода в мартенситных кристаллах УСТШ Мартенситная пластина Результат взаимодействия параллельных двойников в пластине, обжимаемой внешним давлением
3 Каналы Розе II рода рода в мартенситных кристаллах miM Мартенситная пластина Результат взаимодействия двух пересекающихся систем двойников
4 Упругие (обратимые) каналы Розе II рода в мартенситных кристаллах Утш Мартенситная пластина Результат взаимодействия двух пересекающихся систем двойников в пластине, обжимаемой внешним давлением
5 Каналы Розе II рода рода, а возможно и упругие (обратимые ) каналы Розе II рода в мартенсите miM Утш Пересечение упругих мартенситных кристаллов Результат пересечения двух упругих кристаллов мартенсита, обнаруженных Г.В. Kypдюмовым
6 Каналы в остаточном аустените: между пластинами мартенсита в мартенситном пакете между рейками мартенсита: пустотный канал в пленке остаточного аустенита (см. п. 5) заполненный разрушенным материалом канал в остаточном аустените (см. п. 5) система мелких трещин в остаточном аустените koa ПKOA ЗРMKOA СMТOA Остаточный аустенит Результат разрыва тонких слоев остаточного аусте-нита, зажатых между пластинами раннего и более позднего мартенсита
7 Каналы динамического удара мартенситной пластины в барьер: каналы мартенситные баллистические ™б KMБM KMБOA KMБMГ а) Мартенситная пластина б) Остаточный аустенит в) Межзеренная граница и ее окрестности Результат удара мартенситной пластины, летящей со скоростью звука и поражающей различные барьеры
тье — субструктура реечного мартенсита имеет сложное дислокационное строение. Четвертое — образование реечного мартенсита связано с более высокой температурой начала мартенситного превращения. Пятое — взаимодействие реек в пакете. Все это может указывать на меньшие скорости роста пакета или его отдельных реек в сравнении со звуковыми скоростями роста автономной пластины пластинчатого мартенсита. Поэтому можно ожидать менее яркие динамические процессы разрушения, связанные с баллистическими особенностями взаимодействия пакета с барьерами. Однако не вызывает сомнения взрывной характер образования реечного мартенсита со всеми следствиями, вытекающими отсюда, и механизмами разрушения или повреждения барьеров, описанными в разделе 4. Другими словами, баллистические механизмы в группе 7 из табл. 4, в принципе, могут иметь место.
Вместе с тем, наряду с описанными процессами динамической природы могут иметь место и статические или квазастатические явления разрушения в оста-
точном аустените. Известно [4], что в пакетном мартенсите существуют тонкие прослойки остаточного аусте-нита шириной 100.500 Â, расположенные на границах реек и между пакетами в одном и том же аустенитном зерне. В связи с потенциальными возможностями разрушения аустенита рассмотрим деструкцию внутри пакета. Обратимся, прежде всего, к отдельной мартенситной рейке, находящейся внутри пакета.
Предполагаем, что отдельно взятая мартенситная рейка окружена аустенитной оболочкой. В процессе роста рейки мартенсита эта аустенитная оболочка утончается и растягивается («вздувается») в связи с тем, что мартенсит менее плотен, нежели аустенит. Применим к этой системе соображения из п. 3 и оценим контактные напряжения в тонком слое аустенита. Известно [4], что типичное соотношение размеров мартенситной рейки составляет 1x7x30. Предполагая толщину мартенситно-го кристалла 0.25 мкм, рассматриваем рейку как параллелепипед размерами 0.25x1.75x7.50 мкм. Этот параллелепипед покрыт аустенитной пленкой толщиной
Контактное давление на границе «аустенит -мартенсит» для стали 1.4 % С
Рк = 0.25Е
( 1 л 2 г / \ 13"
1 -
1 й А ) 1у м ;
Контактное давление Рк на границе «аустенит -мартенсит» для стали 1.4 % С, Па
Напряжение
о = Рк
1 + К 2 Л-К2
К = йм/йа, Па
- 24 • 0.00341Е
- 1.73 • 1010
- 1.87 • 10й
35
- 1225 • 0.00341Е
- 8.83 • 1011
- 8.84 • 101]
10
- 99 • 0.00341Е
- 7.13 • 1010
- 7.28 • 10й
Толщина аустенитной пленки 0.05 мкм
500 А...0.05 мкм. Полагая модуль упругости стали (железа) равным Е = 211.4 • 109 Па, ориентировочно находим контактные давления, оказываемые мартенсит-ной рейкой на окружающий ее поперечное сечение (0.25x1.75 мкм) аустенит (табл. 5). Что касается напряжений, действующих в аустените, то они оцениваются [11] из соотношения:
г2 ’
1 - К
К = й м/й А*
Поскольку речь в [11] идет о так называемых толстостенных цилиндрах, очевидно, что соотношение диаметров аустенита и мартенсита может отличаться не более, чем на порядок. Поэтому значение К = 35 явно выходит за пределы модели и в дальнейшем не рассматривается. Для предельного значения К = 10 данные приведены в последней строке (табл. 5).
Давления такого рода в последние десятилетия получены в так называемых алмазных наковальнях, в кото-
Рис. 10. Пакет мартенситных реек. Пространство между рейками представляет собой аустенит, растянутый в мартенситных наковальнях (МН)
рых материалы обжимаются под большими давлениями между кристаллами алмаза. Достигнуты уровни, порядка 40 ГПа [23-28]. Подчеркнем, что классическая алмазная наковальня создает давления сжатия! Принципиальное отличие нашего случая, когда давление такого же порядка по модулю оказывается кристаллитами мартенсита на аустенитные прослойки, заключается в том, что кристаллы мартенсита создают наковальню (рис.10) с отрицательными, растягивающими давлениями, разрывающими аустенитные прослойки! Эта ситуация является абсолютно беспрецедентной для физики твердого тела и имеет, по меньшей мере, два варианта. В первом, более мягком, когерентная связь между мартенситом и аустенитом отсутствует и прослойка аустенита разрушается посредством растягивающих напряжений по плоскостям, параллельным ширине или толщине рейки мартенсита. Во втором случае деформационная ситуация усугубляется и приобретает трехмерный характер — растягивающие напряжения приложены к пленке аустенита, когерентно связанной с соседствующими мартенситными рейками. Образно говоря, тонкая аустенитная прослойка такого типа «распята» между кристаллами мартенсита и практически лишена пластичности.
Представляется весьма вероятным, что растягивающие напряжения в мартенситной наковальне приведут к разрушению аустенита. При этом, в первом случае следует ожидать появления либо пустотных каналов, расположенных по простиранию ранее монолитных слоев остаточного аустенита, либо систем мелких трещин все в том же слое остаточного аустенита.
В условиях когерентной связи между остаточным аустенитом и соседствующими мартенситными рейками начисто лишенная маневра и пластичности, вынужденно хрупкая пленка аустенита будет не способна ни к какой пластической релаксации. В итоге, в пространстве, между мартенситными рейками, пленка остаточного аустенита будет с неизбежностью раздроблена и заполнена остатками разрушенного аустенита.
В итоге, пакет мартенситных реек (рис. 11) будет представлять собой компаунд из некоторого числа мартенситных кристаллов, чередующихся либо с уцелев-
Рис. 11. Пакет мартенситных реек в конечном состоянии: а — когерентная связь между мартенситом и аустенитом отсутствует. Пакет представляет собой компаунд из мартенситных реек, аустенитных прослоек и пустотных каналов в пленке остаточного аустенита (ПКОА); б—когерентная связь между мартенситом и аустенитом существует. Пакет представляет собой компаунд из мартенситных реек, аустенитных прослоек и каналов в пленке остаточного аустенита, заполненных разрушенным материалом (ЗРМКОА), либо с достаточно плотно расположенными системами мелких трещин в слое остаточного аустенита (СМТОА)
шими пленками остаточного аустенита, либо с пустотными каналами, расположенными по простиранию ранее монолитных слоев остаточного аустенита, либо с каналами, заполненными остатками разрушенного аустенита, либо с достаточно плотно расположенными системами мелких трещин все в том же слое остаточного аустенита.
Существуют и другие возможности радикального влияния мартенситных наковален на свойства закаленных сталей. Дело в том, что высокие давления сжатия влияют на фазовые переходы [29]. Так, известно, что гидростатическое сжатие понижает температуру а-у-перехода в железе. При этом давление 15.18 ГПа уменьшает температуру полиморфного перехода до 100К. В железе, легированном хромом, гидростатическое давление расширяет у-петлю за счет увеличения стабильности более плотной ГЦК-фазы за счет менее плотной а-(ОЦК)-фазы. При давлении около 80 ГПа установлено расширение у-петли до 20 % хрома вблизи 1400 К. Высокое давление прямо влияет на равновесие между аустенитом у, ферритом а и цементитом Ст в довольно широком интервале температур и давлений. И, наконец, температура эвтектики в системе «железо -углерод» при 10 ГПа уменьшается до ~ 750 К. Не вызывает сомнения, что мощные отрицательные давления кардинально повлияют на состояние и стабильность аустенита в пространствах между мартенситными рейками в пакетах. В частности, они способны содействовать мартенситному превращению в остаточном аусте-ните и привести к полному исчезновению аустенитных
прослоек между рейками и прямому соприкосновению мартенситных кристаллов, входящих в пакет, друг с другом.
6. Приложение к высокохромистым сталям типа Р91 и Р92, используемым в условиях длительной ползучести при высоких температурах и давлениях
Высокое содержания хрома в этих сталях (до 9.11 %) и структура отпущенного мартенсита ведут к повышению прочности трубопроводов, сосудов давления, турбинных роторов, бойлеров до температур порядка 600. 650 °С и увеличению длительности жизни конструкции (свыше 25 лет). Проблема заключается в том, что наряду с высокой прочностью и, в целом, длительным сроком службы, стали этого класса (низкоуглеродистые, высокохромистые) проявляют нестабильность, а иногда и ненадежность при температурах порядка 650 °С. При этом вместо 100 000 ч эксплуатации они выходят из строя иногда через 10000.30 000 ч [30, 31]. Это явление не является случайностью или исключением и наблюдалось в ряде работ. Вот как это суммируется в исследовании [32]:
1. Эти стали обладают большей чувствительностью к изменениям температуры.
2. Они имеют тенденцию к металлургической нестабильности и подвержены структурной деградации в процессе нагружения при температурах крипа.
3. Не существует достаточно надежной информации о времени их жизни.
4. Они применяются для больших сечений и при высоком давлении, что ужесточает требования к их монолитности.
В [33] приведены случаи, когда сварные швы на сталях 12 % Сг на шведских и датских заводах ограничивали время жизни работающих в условиях крипа труб и сосудов давления. При этом время жизни могло достигать в среднем 228 000 ч, но были случаи выхода из строя сварных швов на 23 000 ч ранее и даже после 50 000 ч эксплуатации. О повышенной чувствительности высокохромистых сталей к сварке идет речь и в работах [34-36].
Однако проблема не ограничивается лишь ненадежностью сварных соединений. Она лишь обозначается ими. Суть вопроса заключается в основной структуре сталей типа Р91 и Р92. Так, в работе [37] отмечается, что структура отпущенного мартенсита, и, прежде всего, ширина мартенситных кристаллов, стабильна в статических условиях, однако структура теряет устойчивость в процессе крипа и ширина кристаллов возрастает с действующими механическими напряжениями. При этом общая структурная деградация нарастает с действующими напряжениями.
Авторы [38] отмечают, что по мере развития крипа нарастают процессы потери гомогенности в отпущенном мартенсите, а также изменения в окрестностях границ бывших аустенитных зерен, в частности, выделение и огрубление Z-фазы. Уменьшается со временем ползучести количество включений типа №(С, N и включений типа МХ. Эти явления способны ослабить сопротивление ползучести при высоких температурах и сократить время жизни конструкции.
Каковы вероятные причины сокращения времени жизни мартенситной хромистой стали? Структура любой закаленной стали метастабильна изначально. Высокохромистая низкоуглеродистая легированная сталь может быть безусловно отнесена к категории нестабильных при эксплуатации в условиях температур ползучести. Деградация их свойств в условиях высокотемпературного крипа сомнений не вызывает. Основные причины этого: совместное и длительное действие высоких температур и трехмерных напряжений. Основные фазовые фигуранты при этом: мартенсит и остаточный аусте-нит — две нестабильные фазы, отсутствующие на диаграмме состояния «железо - углерод». В итоге, структура отпущенного мартенсита стабильна лишь в статических условиях и теряет устойчивость в процессе крипа. По мере его развития в отпущенном мартенсите нарастает потеря гомогенности и уменьшается прочность.
Структурные изменения при отпуске осложняются распадом остаточного аустенита. Дело в том [39], что стали с 0.1 и 12 % Сг имеют температуру Мн > 300 °С, а температуру М к ~ 100.150 °С: «Любой из легирующих элементов, за исключением кобальта, вводимый для
улучшения теплостойкости и предотвращения образования 8-феррита, понижает интервал Мн . М к и создает условия для образования остаточного аустенита, что приводит к формоизменению при превращении аусте-нита, пониженной прочности в неотпущенном состоянии, появлению после отпуска неотпущенного мартенсита, образовавшегося при охлаждении из остаточного аустенита после выделения из него карбидов и повышения температурного интервала мартенситного превращения выше комнатной температуры». Это принципиальные обстоятельства, обычно остающиеся в тени и способные проявиться внезапно, приводят к закалке остаточного аустенита, образованию неотпущенного, девственного, т.е. хрупкого мартенсита, формоизменениям при превращении аустенита, пониженной общей прочности в неотпущенном состоянии.
Имеет место выделение избыточных фаз (карбидов, интерметаллидов, специальных трудно растворимых карбидов легирующих элементов) по границам бывших аустенитных зерен, малоугловых и высокоугловых границ. Протекает коагуляция избыточных фаз в межзерен-ных пространствах. Их огрубление и сфероидизация ослабляют сопротивление ползучести при высоких температурах и сокращают время жизни конструкции.
Помимо указанных явлений могут иметь место и процессы, описанные выше в п. 5 и синтезирующие сложные взаимодействия внутри мартенситного пакета. Было показано, что пакет мартенситных реек (рис. 11) может представлять собой компаунд из некоторого числа мартенситных кристаллов, чередующихся либо с уцелевшими пленками остаточного аустенита, либо с пустотными каналами, расположенными по простиранию ранее монолитных слоев остаточного аустенита, либо с каналами, заполненными остатками разрушенного и раздробленного аустенита, либо с достаточно плотно расположенными системами мелких трещин все в том же слое остаточного аустенита.
Эта структура реечного мартенсита может оказаться ключевой для понимания процессов, происходящих при отпуске закаленной стали. Дело в том, что в рамках традиционного рассмотрения распад мартенсита протекает при безусловной монолитности массива закаленной стали. Образование несплошностей и каналов в реечном мартенсите способно радикально изменить скорость и направленность диффузионных процессов, формирующих все виды выделений и их локализацию. Микроскопические каналы на границах мартенситного кристалла и аустенитной прослойки (см. табл. 4 и рис. 11) и в самой аустенитной прослойке, имей они место, относятся к той категории, которую, с полным основанием, можно назвать путями ускоренной диффузии [40].
Основная идея заключается в следующем. Образующиеся в процессе реечного мартенситного превращения мартенситные наковальни разрушают аустенитные про-
Рис. 12. Механизмы ускоренной диффузии для транспортировки легирующих элементов к границе бывшего аустенитного зерна через каналы, образованные мартенситными наковальнями: *—— поверхностная диффузия; | — перенос вещества через газовую
фазу; — трубчатая диффузия; — диффузия через
разрушенный или раздробленный материал; ----поток ва-
кансий
слойки и создают пути облегченной диффузии. Поскольку, как известно, вблизи границ бывшего аустенитного зерна отсутствует остаточный аустенит, потоки атомов из разрушенного аустенитного материала текут непосредственно из пакетов реечного мартенсита к границе бывшего аустенитного зерна и образуют на ней мощные интерметаллические соединения типа фаз Лавеса.
Каналы в разрушенных аустенитных прослойках способны быть источниками и транспортными артериями для доставки легирующих элементов к границе аустенитного зерна. Возможны несколько механизмов ускоренной диффузии по каналам такого рода в зависимости от их природы. Если мартенситная наковальня образовала достаточно большой пустотный канал типа канала в пленке остаточного аустенита, диффузионный
поток может распространяться в виде (рис. 12) поверхностной диффузии по внутренним граням канала или через газовую фазу. Что касается первого, то он способен осуществляться посредством атомных механизмов типа «перекати поле» или «развертывающегося ковра» [41, 42]. Скорости такого переноса вещества во много раз выше любого диффузионного механизма. Тем более, что особенно подвижны атомы на поверхности (111) в гранецентрированных кубических кристаллах, другими словами, в аустените. Это как раз та самая принципиальная плоскость габитуса, которая, согласно Курдюмову-Заксу, граничит с плоскостью (110) мартенсита. Что касается второго механизма — переноса вещества через газовую фазу, так называемого механизма испарения и конденсации, то он, будучи возможен в принципе, может играть заметную роль при достижении давлением пара некоторых минимальных пороговых значений [41]. Полагают, что он возможен или для очень летучих материалов, или при очень высоких температурах для обычных легирующих элементов.
Если сечение канала, образованного мартенситной наковальней, мало, порядка десятка межатомных расстояний, и он пустотен, вступает в действие иной механизм — так называемая трубчатая диффузия. Речь идет об аналоге диффузии в отдельной дислокационной трубке [43] (рис. 12). Хорошо известно, что скорость диффузионных процессов вдоль краевых дислокаций в различных монокристаллах велика и на 4-10 порядков превышает скорость обычной объемной диффузии [41, 42, 44].
Если канал, образованный мартенситной наковальней в аустенитной прослойке, не пустотен, а заполнен разрушенным и дробленным аустенитом, это ведет прежде всего к повышенной концентрации примесей и ускоренной их транспортировке к аустенитной границе. В каком-то смысле диффузионные процессы здесь аналогичны диффузии в деформированных приповерхностных слоях [44]. Скорости этих процессов заведомо превышают скорость диффузионного переноса в объеме ненапряженного и недеформированного металла.
Следует упомянуть и еще об одном процессе, имеющем право на существование. Пустотные каналы могут явиться источником потока вакансий, текущих к границе бывшего аустенитного зерна, и способны образовывать поры в самой границе (рис. 13).
Все упомянутые процессы активизируются с повышением температуры и в условиях испытания на длительную прочность при высоких температурах — на ползучесть и способны кардинальным образом понизить прочность границы бывшего аустенитного зерна.
В связи с этим, приведем некоторые наиболее примечательные результаты, полученные рядом авторов. Прежде всего, существуют, по меньшей мере, следующие типы включений в высокохромистых ферритных сталях [45]: М23С6 карбид, МХ карбонитрид, включе-
Рис. 13. Транспортировка примесей и вакансий через каналы реечного мартенсита и формирование включений различной природы и пор в границе бывшего аустенитного зерна: ГБАЗ — граница бывшего аустенитного зерна; М — мартенситные рейки; МН —мартенситные наковальни
ния, богатые Сг-У-ЫЬ-Ы, — так называемая 2-фаза и Бе2М — фазы Лавеса. Последние представляют собой интерметаллический компаунд Fe2W и Бе2Мо в W- и Мо-содержащих сталях. По мнению автора [42] эти частицы локализуются следующим образом: крупные М23С6 и Бе2М — на границах субзерен, а мелкие МХ — внутри субзерен. Выделение фаз Лавеса по границам бывших аустенитных зерен, зарегистрировано в [32]. С этими материалами согласуются и данные [46], согласно которым крупные карбиды выделялись вдоль высокоугловых границ и границ реек, в то время как мелкие карбиды наблюдались внутри реек. Особая значимость фаз Лавеса как одного из главных факторов, определяющих прочность хромистых сталей в процессе испытания на ползучесть, отмечается в [47]. Весьма серьезные указания на связь образования и роста фаз Лавеса с преждевременным разрушением при ползучести содержатся в исследовании [48]. В нем отмечается, что формирование и рост фаз Лавеса происходят в первые 10 000 ч при температурах 600.650 °С. При этом размеры частиц фаз Лавеса растут с температурой от 600.650 °С.
Таким образом, сценарий процессов преждевременного разрушения хромистых сталей при ползучести представляется следующим. В процессе мартенситного превращения возникает реечный мартенсит. Его структура содержит каналы — линейные пустотные и заполненные разрушенным аустенитом. При последующем отпуске эти каналы являются транспортными артериями
стока выделяющихся атомов при распаде мартенсита. Этот поток, обладающий скоростями диффузии (поверхностной, каналовой), на порядки превышающие скорости обычной объемной диффузии, ведет к аномально быстрому образованию включений различной природы. И прежде всего, этот процесс ведет к выделениям (в первую очередь, фаз Лавеса) в окрестностях бывшего аустенитного зерна, а также по границам мар-тенситных реек внутри их пакета. Представляется, что изменение свойств границ бывшего аустенитного зерна и является основной причиной деградации и аномально быстрого и раннего разрушения высокохромистых сталей.
Этот механизм возможен и в собственно реечном пакетном мартенсите и в возникшем на его базе феррите, унаследовавшем пакетную и реечную структуру мартенсита и систему его каналов. Путем, способным предотвратить преждевременное разрушение, является исключение этой наследственности и устранение каналов в процессе отпуска.
7. Выводы
Распространение мартенситной пластины в процессе превращения «аустенит - мартенсит» носит баллистический характер. Рост мартенситной пластины ведет к динамическому уцару по любому барьеру, расположенному перед пластиной. Вершина мартенситной пластины, движущаяся со скоростью порядка звуковых волн, может рассматриваться как метаемое фазовым переходом «аустенит - мартенсит» летящее тело, обладающее массой. Подобное тело способно оказывать механическое воздействие на любые барьеры, перфорировать и разрушать их. В результате, в барьерах возникают протяженные зоны поражения. Поскольку они расположены внутри материала, условно назовем их мартенсит-ными баллистическими каналами.
В процессе мартенситного превращения в результате взаимодействия параллельных двойниковых прослоек в пластинчатом мартенсите возможно образование каналов Розе I рода. Каналы Розе I рода в мартен-ситных кристаллах могут носить упругий (обратимый) характер.
В результате взаимодействия двух автономных кристаллов пластинчатого мартенсита в матрице аустенита возможно образование каналов Розе II рода. В принципе, возможны и упругие (обратимые) каналы Розе II рода.
При образовании реечного пакетного мартенсита тонкие прослойки остаточного аустенита между мартен-ситными рейками находятся в условиях огромных растягивающих напряжений порядка 20.70 ГПа. Кристаллы мартенсита создают так называемые мартенситные наковальни с отрицательными растягивающими напряжениями. По модулю создаваемых напряжений эти на-
ковальни подобны так называемым алмазным. Однако знак создаваемых напряжений в них противоположен.
Растягивающие напряжения в мартенситной наковальне должны привести к разрушению аустенитных прослоек в пакетах с возможным образованием в пределах аустенитных прослоек: пустотных каналов в пленке остаточного аустенита, либо каналов, заполненных разрушенным материалом, либо систем мелких трещин в слое остаточного аустенита.
Мартенситные наковальни способны радикально влиять на состояние и стабильность аустенита в пространстве между мартенситными рейками в пакетах.
Описанная выше структура реечного мартенсита может оказаться ключевой для понимания процессов, происходящих при ползучести высокохромистых закаленных сталей типа Р91 и Р92. Образующиеся в процессе реечного мартенситного превращения каналы в разрушенных аустенитных прослойках способны быть источниками и транспортными артериями для доставки легирующих элементов и углерода к границе аустенит-ного зерна. Скорости такого переноса во много раз выше скоростей любого диффузионного процесса. Такой сценарий ведет к аномально быстрому образованию включений различной природы и является причиной деградации и раннего разрушения высокохромистых сталей.
Литература
1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.
2. Хорнбоген Е. Физическое металловедение сталей // Физическое металловедение: в 3 т. / Под ред. Р.У Кана и П. Хаазена. - М.: Металлургия, 1987. - T. 2. - С. 493-550.
3. ЛившицБ.Г., КрапошинВ.С., ЛинецкийЯ.Л. Физические свойства металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1980. - 320 с.
4. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращение аустенита при охлаждении (мартенситное, перлитное, промежуточное) и отпуск закаленной стали // Металловедение и термическая обработка стали: Справочник: в 3 т. Т. 2. Основы термической обработки / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. - М.: Металлургия, 1983. - С.111-177.
5. ВейманЛ.М. Бездиффузионные фазовые превращения // Физичес-
кое металловедение: в 3 т. / Под ред. Р.У. Кана и П. Хаазена. -Т.2.- С. 365^05.
6. Rose G. Uber die im Kalkspath vorkommenden hohlen Canale. - Berlin:
Physik Abhandlung königlich. Akademie der Wissenschaften, 1868. -S. 57-79.
7. ФинкельВ.М., ФедоровВ.А. К вопросу о каналах Розе // Кристаллография. - Т. 18. - Вып. 3. - С. 593-598.
8. Финкель В.М., ФедоровВ.А., Королев А.П. Разрушение кристаллов при механическом двойниковании. - Ростов-на-Дону: Изд-во Ростовского ун-та, 1990. - 176 с.
9. Яковлева Э.С., Якутович М.В. Влияние двойникования на хрупкое
разрушение кристаллов цинка // ЖТФ. - 1950. - Т. 20. - Вып. 4. -С. 420-423.
10. C^chralsky J. Moderne Metallkunde in Theory und Praxis. - Berlin: Springer, 1924. - 398 s.
11. Бидерман В.Л. Плоская деформация толстотенных цилиндров // Прочность. Устойчивость. Колебания: Справочник: в 3 т. / Под ред. И.А. Биргера, Я.Г. Пановко. - М.: Машиностроение, 1968. -Т. 2. - С. 416-324.
12. Финкель В.М., Федоров В.А. Упругий канал Розе // Доклады АН СССР. - 1972. - Т. 204. - № 4. - С. 844-847.
13. Гарбер Р.И. Образование упругих двойников при двойниковании кальцита // Доклады АН СССР. - 1938. - Т. 21. - № 5. -С. 233-235.
14. Финкель В.М., Федоров В.А., Плотников В.П. Кинетика двойникования и образования КР2 в цинке // Физика металлов и металловедения. - 1979. - Т. 47. - Вып. 4. - С. 867-870.
15. Курдюмов Г.В. // Докл. АН СССР. - 1948. - Т. 60. - № 9. -С. 1543-1546.
16. Курдюмов Г.В., Хандрос Л.Г. // Докл. АН СССР. - 1949. - Т. 66. -№ 2. - С. 211-214.
17. Хандрос Л.Г., Арбузова И.А. Металлы, электроны, решетка. -Киев: Наукова думка, 1975. - 440 с.
18. Delaey L., Krishnan R., Tas H., Warlimont H. Thermoelasticity, pseudoelasticity and the memory effects associated with martensitic transformations // J. Mater. Sci. - 1974. - V. 9. - No. 9. -P. 1521-1535.
19. Сагомонян А.Я. Проникание (Проникание твердых тел в сжимаемые сплошные среды). - M.: Изд-во МГУ, 1974. - 299 с.
20. Зукас Дж.А., Николас Т., Свифт Х.Ф. и др. Динамика удара. -М.: Мир, 1985. - 295 с.
21. Геринг Дж. Теория соударения с тонкими мишенями и экранами в сопоставлении с экспериментальными данными // Высокоскоростные ударные явления / Под ред. В.Н. Николаевского. - М.: Мир, 1973. - С. 112-163.
22. Рини Т. Численное моделирование явлений при высокоскоростном ударе // Высокоскоростные ударные явления / Под ред. В.Н. Николаевского. - М.: Мир, 1973. - С. 164-219.
23. Bundy F.B. General principles of high pressure apparaturs design // Modern Very High Pressure Techniques / Ed. by R.H. Wentorf (Jr.). -London: Butterworths, 1962. - P. 1-24.
24. Weir C.E., Van Valkenburg A., Lippicott E. Optical studies at high pressure using diamond anvils // Modern Very High Pressure Techniques / Ed. by R.H. Wentorf (Jr.). - London: Butterworths, 1962. -P. 51-69.
25. Jamisson J.C., Lawson A.W. Debye-Scherrer X-ray techniques for very high pressure studies // Modern Very High Pressure Techniques / Ed. by R.H. Wentorf (Jr.). - London: Butterworths, 1962. - P. 70-92.
26. Dachille F., Roy R. Opposed-anvil pressure devices // Modern Very High Pressure Techniques / Ed. by R.H. Wentorf (Jr.). - London: Butterworths, 1962. - P. 163-180.
27. Wentorf R.H. (Jr.). High-Pressure Chemistry // McGraw-Hill Encyclopedia of Science and Technology. - New York: McGraw-Hill, 19601976. - V. 8.- P. 519-522.
28. Yagi T. High-Pressure Mineral Synthesis // McGraw-Hill Encyclopedia of Science and Technology. - New York: McGraw-Hill, 1960-1976. -V. 8. - P. 522-527.
29. Кауфман Л. Фазовые равновесия и превращения в металлах под давлением // Твердые тела под высоким давлением / Под ред. В. Пола, Д. Варшауэра. - М.: Мир, 1966. - С. 340-398.
30. Hald J. Q'eep strength and ductility of 9 to 12% chromium steels // Materials at High Temperatures. - 2004. - V. 21. - No. 1. -P. 41-46.
31. Kobayashi K., Kimura M., Hayakawa M., Yamaguchi K. Improvement of Creep-Fatigue Life of Ferritic and Austenitic Heat-Resisting Steels // Proc. of MPA-Seminar in connection with the MPA-NIMS Workshop “Modern 9-12%Cr Steels for Power Plant Application”. -2002. - V. 2. - P. 36.1-36.10.
32. Swindeman R.W., Maziasz PJ., Swindeman M.J. Understanding Damage Mechanics in Ferritic/Martensitic Steels // NASA Scientific and Technical Aerospace Reports. - January 2005. - Report No. DE2005-835660. - 10 p.
33. Storesund J., Samuelsen L.A. Creep life assessment of pipe girsh weld repairs with recommendation // OMMI. - 2002. - V. 1. - Iss. 3.
34. Brear J.M., Fleming A. Prediction of P91 Life Plant Operating Conditions // Proc. Int. Conf. “High-Temperature Plant Integrity and Life Extention”, Cambridge, 14-16 April 2004. - P. 100-112.
35. Seliger P., Gampe U. Life assessment of creep exposed components, new challenges for condition monitoring of 9Cr steels // OMMI. -2002.- V. 1. - Iss. 2.
36. Hyde T.H., Williams J.A., Sun W. Factors defined from analisys, contributing to the creep performance of weld repairs // OMMI. -2002. - V. 1. - Iss. 3.
37. Endo T, Masuyama F., ParkK.S. Change in hardness and substructure during creep of a modified 9Cr - 1Mo steel // Tetsu-to-Hagane. -2002. - V. 88. - No. 9. - P. 526.
38. Kimura K., Suzuki K., Toda Y., Kushima H., Aве F. Degradation and Assessment of Long-Term Creep Strength of Advanced 9-12%Cr Steels // Proc. 28th MPA-Seminar 2002. - Stuttgart: Stuttgart University, 2002. - V. 2. - P. 55.1-55.7.
39. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. -М.: Металлургия, 1982. - 184 c.
40. Шьюмон П. Диффузия в твердых телах. - М.: Металлургия, 1966. - 195 c.
41. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. - М.: Металлургия, 1978. - 248 c.
42. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. - М.: Металлургия, 1973. - 206 c.
43. Haasen P. Physical metallurgy . - Cambridge: Cambridge University Press, 1978. - 381 p.
44. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. -М.: Металлургия, 1971. - 496 c.
45. Maruyama K., Sawada K., Koike J. Strengthening mechanisms of creep resistant tempered martensitic steel // ISIJ Int. - 2001. - V. 41. -No. 6. - P. 641-653.
46. Bonadé R., Spating P., Schaublin R., Victoria M. Plastic flow of martensitic model alloys // Mater. Sci. Eng. - 2004. - V. A387-389. -P. 16-21.
47. Hasegawa T., Abe Y.R., Tomita Y., Maruyama N., Sugiyama M. Microstructural evolution during creep test in 9Cr-2W-V-Ta steels and 9Cr-1Mo-V-Nb steels // ISIJ Int. - 2001. - V. 41. - No. 8. -P. 922-929.
48. Ennis PJ., Czyrska-Filemonowicz A. Recent advances in creep resistant steels for power plant applications // OMMI. - 2002. - V. 1. -No. 1. - P. 1-28.
