CC BY
37
УДК 621.789, 620.18
Создание наномасштабных мезоскопических структурных состояний
для образования мартенситных фаз в низколегированной стали с целью получения высокой низкотемпературной ударной вязкости
В.Е. Панин1,2,3, И.А. Шулепов1, Л.С. Деревягина1, С.В. Панин1,2, А.И. Гордиенко1, И.В. Власов1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
3 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
Проведено исследование природы неизменности низкотемпературной ударной вязкости низкоуглеродистой и низколегированной стали 10Г2ФБЮ после поперечно-винтовой прокатки при 850 °C. Показано, что низкоэнергетические состояния электронного спектра стали, рассчитанные по специальной программе оже-спектра, смещаются в область более высоких энергий в обратном пространстве кривизны решетки, где в исходном состоянии стали их не было. Они создают мартенситную фазу бейнит, которая распространяется по межузельным структурным состояниям островковым механизмом. Мартенситная фаза бейнит может осуществлять произвольные ротационные моды деформации под действием ударного нагружения, что обеспечивает неизменность низкотемпературной ударной вязкости стали вплоть до температуры T = -70 °C.
Ключевые слова: низкоуглеродистая и низколегированная сталь, неизменная низкотемпературная ударная вязкость, наномасш-табные мезоскопические структурные состояния, межузельная мартенситная фаза бейнит DOI 10.24411/1683-805X-2019-16001
Generation of nanoscale mesoscopic structural states for martensitic phase formation in low-alloy steel in order to obtain high low-temperature toughness
V.E. Panin1,2,3, I.A. Shulepov1, L.S. Derevyagina1, S.V. Panin1,2, A.I. Gordienko1, and I.V. Vlasov1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
This study explores the nature of the invariant low-temperature toughness of low-carbon and low-alloy steel 10Mn2VNbAl after helical rolling at 850°C. It is shown that the low-energy states of the electronic spectrum of steel, calculated by a special Auger spectrum program, are shifted to the higher energy region in the reciprocal space of the lattice curvature, where they were not observed in the original steel. These states lead to the formation of a martensitic phase (bainite) propagating through the interstitial structural states by the island mechanism. The martensitic phase (bainite) can produce deformation by arbitrary rotations under impact loading, due to which the low-temperature toughness of steel remains constant up to the temperature T = -70°C.
Keywords: low-carbon and low-alloy steel, constant low-temperature toughness, nanoscale mesoscopic structural states, interstitial martensitic phase, bainite
1. Введение
В работе [1] получен фундаментальный результат неизменности низкотемпературной ударной вязкости вплоть до температуры Т = -70 °С в низколегированной стали при создании в ней кривизны решетки поперечно-винтовой прокаткой (рис. 1). Этот результат объясняется
возникновением наномасштабных мезоскопических структурных состояний в зонах кривизны кристаллической решетки [2]. Наномасштабные мезоскопические структурные состояния (НМСС) были обнаружены в титане и его сплаве Ti-6Al-4V при обработке ультразвуком и электропучковом воздействии [2]. Образуются
© Панин В.Е., Шулепов И.А., Деревягина Л.С., Панин C.B., Гордиенко А.И., Власов И.В., 2019
300 и-
_2
250- *--
^ 200 -
о
«150-
U
^ 100501
9—п—
0 I-1-1-1-1-i-1-1-1-1—
-80_70"60 -40_30-20 0 20 Температура, °С
Рис. 1. Температурная зависимость ударной вязкости стали 10Г2ФБЮ: состояние поставки (1) и после поперечно-винтовой прокатки (2). AT — рабочий температурный интервал
ли они в низколегированной стали при поперечно-винтовой прокатке, требует специального исследования. Этому вопросу посвящена настоящая работа.
Прежде всего требуется исследование электронной подсистемы. В равновесном твердом теле все свободные электроны вращаются около положительных ионов и для выполнения принципа Паули переходят между ионами с разными скоростями. При возникновении на-номасштабных мезоскопических структурных состояний возможна пластическая дисторсия атомов из узлов решетки в междоузлия зон ее кривизны. Это означает, что электронные состояния атомов должны смещаться в обратном пространстве междоузлий кривизны решетки. Этот результат был впервые получен в данной работе.
Характер разрушения образцов низколегированной стали в исходном состоянии (хладноломкость при T < < 30 °C) и после поперечно-винтовой прокатки (высокая низкотемпературная ударная вязкость вплоть до T = = -70 °C ) должен быть качественно различным. Разрушение в условиях хладноломкости должно осуществляться распространением трещины нормального отрыва. Вязкое разрушение должно происходить распространением трещины поперечного или продольного сдвига. Данный вопрос исследуется в работе с использованием профилометра New View 6200 3D, который позволяет исследовать островковый характер распространения трещины при разрушении механизмом роста вязкой мартенситной фазы через свободные наномасштабные мезоскопические структурные состояния [1]. В данной
работе островковый характер разрушения исследуется в широком интервале низких температур вплоть до температуры T = -70 °C.
Наконец, изменение твердости в зоне разрушения должно качественно различаться в исходных образцах и после поперечно-винтовой прокатки. Релаксационный механизм пластического течения в зонах наномасштаб-ных мезоскопических структурных состояний должен релаксировать локальные концентраторы внутренних напряжений и выравнивать распределение внутренних напряжений. Это должно лежать в основе высокой низкотемпературной ударной вязкости в условиях кривизны кристаллической решетки, а также должно повышать низкотемпературную твердость материала при измерении ударной вязкости после поперечно-винтовой прокатки.
2. Материал и методы исследования
Исследовали низкоуглеродистую и низколегированную сталь 10Г2ФБЮ, широко используемую в качестве материала для трубопроводов. Сталь поставлена в виде листа толщиной 56 мм, шириной 560 мм и длиной в направлении прокатки 360 мм. Ее состав, определенный с помощью спектрографа ИСП-30, представлен в табл. 1.
Заготовки для поперечно-винтовой прокатки в виде прутка с круглым сечением диаметром 39-40 мм и длиной 180 мм были вырезаны из листа вдоль направления прокатки. Заготовки нагревали до температуры 850 °C, выдерживали 40 мин, прокатывали до диаметра прутка 17.8 мм и охлаждали на воздухе. Поперечно-винтовая прокатка осуществлялась за 6 проходов через ряд калибров уменьшающегося диаметра. Суммарная степень деформации, рассчитанная по формуле ф = ^ ln( Fi_J Fi), где Fi_х и Fi — начальная и конечная площади поперечных сечений прутков, равнялась -1.6 (табл. 2).
Для микроструктурных исследований стали в исходном и обработанном состоянии использовали оптический микроскоп марки Zeiss Axiovert 25, лазерный про-филометр New View 6200 3D и просвечивающие электронные микроскопы Philips СМ-12 и HT-7700. Микроструктуру стали исследовали в продольных и поперечных сечениях заготовок. Травление шлифов для металлографических исследований проводили в 3% спиртовом растворе HNO3. Электронные спектры железа измеряли по специально разработанной методике обработки оже-спектров. Ударную вязкость измеряли на маятниковом копре с инструментированным бойком INSTRON MPX в температурном интервале +20...-70 °C.
Таблица 1
Состав стали 10Г2ФБЮ
Элемент C Mn V Nb Si Ti Cu Al
Содержание, мас. % 0.13 1.6 0.05 0.04 0.4 0.05 0.3 0.029
Таблица 2
Режим обработки стали 10Г2ФБЮ
Температура начала прокатки (вблизи Лг3), °С 850
Число проходов 6
Диаметр исходного прутка, мм 38
Диаметр конечного прутка, мм 17.2
Степень деформации 1.58
Микротвердость по Виккерсу измеряли на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке Р = 50 г.
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Смещение части валентных электронов из основных положений в межузелъные в условиях формирования зон кривизны решетки при поперечно-винтовой прокатке
Спектры электронных состояний железа и сплава в диапазоне низких энергий (0-100 эВ) и высоких энергий (540-740 эВ) представлены на рис. 2. Приведены кривые плотности электронных состояний Щ(Е) для исходного состояния стали 10Г2ФБЮ, стали после поперечно-винтовой прокатки и реперная кривая для железа. Кривизна решетки существенно сместила низкоэнергетические электронные состояния сплава в сторону более высоких энергий (рис. 2, а). При этом очень важно, что это смещение произошло в область энергий, где в исходном материале электронных состояний не было. То есть это межузельные состояния, которые могут обеспечить эффект пластической дисторсии атомов.
Характерно, что высокоэнергетические электронные состояния при возникновении кривизны решетки практически не изменились (рис. 2, б), т.е. кривизна решетки сказывается только на низкоэнергетических электронных состояниях, обусловливая появление нано-масштабных мезоскопических структурных состояний.
Это очень важно для появления мартенситных фаз. Если они возникают на низкоэнергетических структурных состояниях, то мартенситные фазы представляют особый класс соединений, которые характеризуются очень высокими релаксационными свойствами. Такие фазы могут безынерционно островковым механизмом распространяться по межузельным структурным состояниям на наномасштабном уровне.
В перлитных сталях образование бейнита является ярким примером возникновения мартенситной фазы, которая формируется на межузельных структурных состояниях. Перлит является равновесной фазой, в которой высокая прочность создается всеми электронными состояниями (как низкоэнергетическими, так и высокоэнергетическими), при этом трансляционная инвариантность сохраняется.
Пластины бейнита зарождаются на низкоэнергетических межузельных структурных состояниях и атерми-чески растут островковым механизмом на вакантных межузельных состояниях под действием ударного на-гружения. Симпатический закон зарождения островков бейнита позволяет им испытывать произвольные ротационные моды деформаций в соответствии с напряженно-деформированным состоянием и подчиняясь закону сохранения момента импульса. В общем случае они формируют многослойные пакеты пластин типа sub-sub-subunits, которые могут неограниченно утоняться по мере увеличения степени деформации [3-8]. Такая высокая релаксационная способность бейнита на нано-масштабном структурном уровне обеспечивает высокую ударную вязкость стали при низких температурах пластического деформирования и одновременное повышение твердости материала за счет релаксации концентраторов внутренних напряжений.
Введение механизма релаксации в зонах кривизны кристаллической решетки позволяет релаксировать только концентраторы внутренних напряжений, создавая однородное нагружение структурно-неоднородного
Энергия, эВ Энергия, эВ
Рис. 2. Кривые плотности электронных состояний N(E) в диапазоне энергий 0-100 (а) и 540-740 эВ (б) стали 10Г2ФБЮ: в исходном состоянии (1) и после поперечно-винтовой прокатки при T = 850 °C(2). Fe-a — реперная кривая для железа
Рис. 3. Локальная деформация бейнита под действием локальных концентраторов внутренних напряжений в стали при ее ударном нагружении в условиях комнатной температуры
материала. В этом принципиальная новизна нового метода упрочнения.
3.2. Влияние ударного нагружения на поведение бейнита
Что происходит с бейнитом при ударном нагружении? Как он реагирует на ударное нагружение? Оказывается, его реакция на ударное воздействие принципиально различная в зависимости от температуры на-гружения.
При комнатной температуре он ведет себя как вязкая среда, в которой четко проявляются все неоднородности распределения внутренних напряжений материала. На рис. 3, 4 показаны локальные деформации бейнита под действием локальных концентраторов внутренних напряжений в стали при ее ударном нагружении в условиях комнатной температуры. Локальные деформации динамически выбивают индивидуальные островки бей-нита на большую высоту (до h = 18-19 мкм) под действием внутренних концентраторов напряжений. Деформируемые островки бейнита слабо взаимодействуют друг с другом, что позволяет сильно локализовать деформацию. Каждый островок бейнита выбивается индивидуально и на свою высоту.
Возможность релаксировать концентраторы внутренних напряжений и создавать более однородное напряженно-деформированное состояние — огромное преимущество бейнита в условиях ударного нагружения. Его следует разработать как технологический процесс в низкоуглеродистых и низколегированных сталях.
Рассмотрим подробнее детали механизма динамического выбивания индивидуальных островков вязкого бейнита. На рис. 4 первичный бейнит, сформированный при поперечно-винтовой прокатке в виде фигуры Б, сильно разрушился отдельными островками. Самоорганизация его поворотов «против часовой стрелки» и «по часовой стрелке» происходила, когда он был неразрушенным. При ударном нагружении половина его структуры оказалась разрушенной отдельными островками материала. Это свидетельствует о том, что данный
Рис. 4. Не связанная единой структурой серия ступенек, образованная локальными сдвигами
процесс происходил при ударном нагружении. Другими словами, ударное воздействие на бейнит активно участвует в его разрушении. Но при комнатной температуре бейнит вязкий и его разрушение происходит локально концентраторами внутренних напряжений. Такие локальные зоны разрушения бейнита наблюдаются на рис. 3, указаны стрелками (зона С). На рис. 4 локальными сдвигами образована серия ступенек бейнита, не связанных единой структурой. Они также связаны с концентраторами внутренних напряжений.
Совсем другая картина наблюдается в условиях низкотемпературного нагружения при Т = -70 °С, когда бей-нит проявляет единую структуру. Как принято традиционно считать в литературе [1-8], бейнит при температуре 850 °С поперечно-винтовой прокатки формирует многослойную структуру (рис. 5). В условиях ударного нагружения при Т = -70 °С часть слоев бейнита разрушается и хорошо выявляется его поперечное сечение (рис. 6). Толщина пластин составляет 0.5-1.0 мкм и высота может достигать 100-200 нм. Принципиально важно, что все пластины растут островковым механизмом (рис. 6, 7). На рис. 6 островковая структура просматривается в массиве бейнита. На рис. 7 представлен след островковой структуры бейнита после его разрушения при ударном нагружении в условиях Т = -70 °С.
Рис. 5. Пакет пластин бейнита на поверхности разрушения при Т = -70 °С
Рис. 6. Области сколовшихся пластин бейнита на поверхности разрушения при Т = -70 °С. Отчетливо проявляется островковая структура пластин
Наконец, хорошо представлены ротационные моды деформации при распространении отдельных пластин в ходе поперечно-винтовой прокатки (рис. 7, 8). На рис. 9 представлена синусоидальная форма распространения пластины бейнита, а на рис. 4 закон сохранения момента импульса сформировал фигуру Б. На рис. 7 ротационная мода поворота пластины по часовой стрелке сменяется ее поворотом против часовой стрелки. В ходе поперечно-винтовой прокатки выполняется закон сохранения момента импульса.
Обращает на себя внимание, что толщина пластины бейнита растет в ходе поперечно-винтовой прокатки отдельными независимыми слоями (рис. 8). На слое а вырастает слой Ь, на слое Ь вырастает слой с. Таких слоев в пакете бейнита может вырасти множество. Об этом уже говорилось в [3], что многослойный пакет бейнита растет по принципу Это позволяет
ему изменять направление роста в произвольном направлении в зависимости от вида напряжено-деформи-
Рис. 7. След от отколовшейся пластины бейнита. Отчетливо представлен островковый механизм роста. Выполнение закона сохранения момента импульса при распространении пластины бейнита
рованного состояния. Данный эффект объясняет неизменность низкотемпературной ударной вязкости стали при поперечно-винтовой прокатке при Т = 850 °С.
В твердом теле возникают два типа электронных состояний: основные электронные состояния, которые строят основную кристаллическую решетку, и меж-узельные низкоэнергетические электронные состояния, связанные с кривизной решетки, которые строят мар-тенситные фазы. Эти два типа структур являются автономными и друг от друга независимыми. Межузельные структурные состояния, связанные с кривизной решетки, могут строить многослойные пакеты бейнита, осуществляя произвольные ротационные моды деформации и обеспечивая неизменную низкотемпературную ударную вязкость.
Таким образом, поперечно-винтовая прокатка, нарушая трансляционную инвариантность, создает зоны кривизны решетки, в которых многочастичный потенциал образует множество структурных состояний [9]. Возникает возможность пластической дисторсии атомов и образования островков межузельных атомов с низкоэнергетическими электронными состояниями. Эти атомы имеют высокую подвижность и смещаются по междоузлиям безынерционно. Конечно, кривизна решетки не должна превышать нескольких градусов на
Рис. 8. Скол многослойного бейнита при Т=-70 °С. Ступеньки отдельных слоев а, Ь, с
Рис. 9. Синусоидальный рост пластины бейнита на поверхности разрушения при Т = -70 °С
микрометр, чтобы не нарушалась сплошность электронной подсистемы. Эксперимент это подтверждает: при большой кривизне решетки эффект неизменности ударной вязкости не наблюдается.
Обнаружение межузельных структурных состояний, связанных с кривизной кристаллической решетки, является новым научным направлением, в котором упрочнение материала сопровождается повышением его ударной вязкости.
3.3. Стадии роста бейнита при поперечно-винтовой прокатке и при ударном нагружении
Естественно, что основная масса бейнита создается при поперечно-винтовой прокатке, когда возникает кривизна кристаллической решетки. Главная задача при этом — нарушить трансляционную инвариантность в кристалле и изменить потенциал межатомного взаимодействия. В зонах кривизны решетки многочастичный потенциал межатомного взаимодействия создает множество структурных состояний, куда смещаются низкоэнергетические электронные состояния. Это самостоятельная группа электронов, которая дает малый вклад в межатомное взаимодействие. Основной кристалл сохраняет свое межатомное взаимодействие и должен рассматриваться как автономная система.
Межузельные структурные состояния вклада в межатомное взаимодействие практически не дают, но создают возможность пластической дисторсии атомов при неизменном межатомном взаимодействии. Большое количество межузельных структурных состояний позволяет создавать островковую структуру. При этом взаимодействие между островками очень слабое. В итоге межузельная островковая среда также представляет собой автономную подсистему, главная роль которой — при неизменном межатомном взаимодействии обеспечить безынерционную пластическую дисторсию атомов. Это создает возможность получить неизменную низкотемпературную ударную вязкость материала вплоть до Т = -70 °С.
На рис. 10 представлены графики продольного изменения твердости исходных образцов 10Г2ФБЮ (1) и образцов, подвергнутых поперечно-винтовой прокатке при Т = 850 °С (2), начиная от места разрушения образца при измерении ударной вязкости.
Прежде всего, поперечно-винтовая прокатка повысила твердость образцов, хотя ввела бейнит как релаксационный элемент. Правда, при этом существенно измельчилась зеренная структура. Но наиболее важный результат следует из возрастания твердости на 20 кг/мм2 в зоне ударного разрушения материала. Там, где бейнит осуществлял релаксационный процесс, твердость возрастала. Это, во-первых, свидетельствует о том, что бейнит активно участвует в процессе разрушения. Во-вторых, релаксируют концентраторы напряжений, которые снижают твердость материала, и твердость однородно нагруженного материала при этом возрастает. Другими словами, связанные с бейнитом релаксационные процессы не разупрочняют материал, а только выравнивают распределение внутренних напряжений. Это очень важный практический результат, который достигается бей-нитом и который упрочняет материал. Упрочнять материал можно не только снижением подвижности дислокаций, но и релаксацией концентраторов внутренних напряжений. В этом отношении мартенситные фазы и, в частности, бейнит, являются новым фактором упрочнения материалов за счет релаксации концентраторов внутренних напряжений. Создает этот фактор упрочнения однородная кривизна кристаллической решетки.
3.4. Влияние температуры поперечно-винтовой прокатки на особенности формирования бейнитной структуры и характеристики разрушения
Как было показано в работе [1], изменяя температурные режимы поперечно-винтовой прокатки стали 10Г2ФБЮ, можно управлять структурой и характеристиками вязкости разрушения (табл. 3).
Было обнаружено, что лучшими свойствами вязкости разрушения обладает сталь после поперечно-винтовой прокатки от температуры 850 °С. При этом форми-
^ 100-1-1-1-1-1-1-1-1-1-
0 500 1000 1500 2000
Расстояние от края образца, мкм
Рис. 10. Продольное изменение твердости образцов стали 10Г2ФБЮ начиная от места разрушения образца при измерении ударной вязкости в исходном состоянии (1) и подвергнутой поперечно-винтовой прокатке при Т = 850 °С (2)
Таблица 3
Структурные характеристики и механические свойства стали 10Г2ФБЮ
Начальная температура поперечно- Средний размер Объемная доля ТХв, °С KCV, Дж/см2
винтовой прокатки, °С зерна d, мкм перлита, % +20 °С -70 °С
Исходное состояние 12.0 20.0 -32 250 13
1000 5.4 14.5 -55 245 60
920 5.1 11.0 > -55 236 174
850 3.3 8.5 > -70 270 260
руется наиболее мелкодисперсная и достаточно гомогенная структура, состоящая из равномерно распределенных ферритных, бейнитных и малой доли (8.5 %) перлитных областей. Генерацию неравновесной бей-нитной структуры в условиях охлаждения на воздухе позволяют инициировать наномасштабные мезоскопи-ческие структурные состояния в условиях квазиоднородной кривизны решетки.
Образование бейнитной структуры всегда сопряжено с формированием продуктов незавершенного промежуточного превращения, таких как мартенситно-аусте-нитная составляющая, двойникованный мартенсит. Известно, что эти структурные составляющие, обогащенные углеродом, оказывают существенное влияние на вязкость разрушения низкоуглеродистых сталей [1015]. Из-за блокировки полос скольжения на границах двойников возникает концентрация напряжений и образование микротрещин, способствующих хрупкому разрушению стали [10]. Показано, что блочные участки мартенситно-аустенитной составляющей (massive shape) из-за их высокой твердости растрескиваются, способствуя хрупкому разрушению стали [11-15]. В случае формирования удлиненных частиц мартенситно-аустенит-ной составляющей (stringer shape) наблюдается их отслоение от матрицы. В результате этого формируются пустоты, ведущие к образованию трещин. В связи с этим, в работе были проанализированы результаты микроструктурных исследований стали 10Г2ФБЮ с точки зрения наличия в них мартенситно-аустенитной составляющей и двойникованного мартенсита.
В результате микроструктурных исследований обнаружено, что в стали 10Г2ФБЮ после поперечно-винтовой прокатки от 1000 и 920 °С обнаружены участки мар-тенситно-аустенитной составляющей, а также участки двойникованного мартенсита (рис. 11). После прокатки от 1000 °С обнаружены участки мартенситно-аустенит-ной составляющей массивной формы (massive shape) с размерами 1x1.5 мкм. В структуре также обнаружены ансамбли участков двойникованного мартенсита размерами 1x1.5 мкм (рис. 11, а).
Двойники превращения — тонкие и плотно упакованные с шириной пластин 5-10 нм. Микродифракционная картина подтверждает формирование двойни-
кованного мартенсита (рис. 11, б), на ней указаны две оси зон [110]а и [110]tw и след плоскости двойнико-вания (121), совпадающий с направлением двойников, что типично для ОЦК-материалов. Микроструктура реечного бейнита в стали после прокатки от 920 °С приведена на рис. 11, в. Видно, что при снижении температуры начала прокатки до 920 °С изменяется форма мар-тенситно-аустенитной составляющей от massive shape к stringer shape, при этом уменьшается ширина ее областей до 55-70 нм (рис. 11, д), встречаются более крупные участки до 0.3x2.5 мкм. Области мартенситно-аусте-нитной составляющей дислоцируются по краям бейнит-ного зерна. Уменьшаются также доля и размер областей двойникованного мартенсита (рис. 11, е), что может быть связано с уменьшением скорости охлаждения по мере уменьшения начальной температуры прокатки.
Таким образом, показано, что по мере снижения температуры прокатки от 1000 до 920 °С объемная доля и размер участков сдвойникованного мартенсита и мар-тенситно-аустенитной составляющей значительно уменьшаются. Формирование таких обогащенных углеродом участков в стали 10Г2ФБЮ после прокатки связано с высокими скоростями охлаждения и с локально неоднородным распределением углерода в аустените. Формированию участков двойникованного мартенсита способствует легирование стали 10Г2ФБЮ, которое понижает температуру Ms. Наличие этих структурных элементов в исследуемой стали свидетельствует о том, что несмотря на непрерывный процесс охлаждения (и, следовательно, небольшие скорости охлаждения) в исследованной стали 10Г2ФБЮ после поперечно-винтовой прокатки локально успевают пройти как бейнит-ное, так и мартенситное превращения.
В стали после прокатки от 850 °С область с бейнит-ной структурой меньшего размера и меньше размер областей мартенситно-аустенитной составляющей, ширина которой изменяется в интервале 0.125-0.700 мкм (рис. 12). Участки сдвойникованного мартенсита после этого режима прокатки обнаружены не были.
Таким образом, делается вывод, что высокие характеристики хладостойкости стали 10Г2ФБЮ, обработанной поперечно-винтовой прокаткой от температуры 850 °С, обеспечиваются в условиях ограничения диффу-
Рис. 11. Светлоиольное изображение двойникованного мартенсита стали 10Г2ФБЮ после поперечно-винтовой прокатки от 1000°С (а) с соответствующей микродифракционной картиной (б); светлопольное изображение бейнитной структуры стали после поперечно-винтовой прокатки от 920 °С (в) с соответствующей микродифракционной картиной (обозначены рефлексы зон [111]а ,[110]х) (г); темнопольное изображение в рефлексе (002) от у^е (д); область двойникованного мартенсита после поперечно-винтовой прокатки от 920 °С (е). М-А — мартенситно-аустенитная составляющая
зии углерода в аустените в ходе охлаждения до температур бейнитного превращения и ниже. Это позволяет избежать или уменьшить долю обогащенных углеродом хрупких участков мартенсигно-аустенигной составляющей и двойникованного мартенсита и тем самым получить высокий уровень ударной вязкости стали.
4. Заключение
Исследуется природа неизменности низкотемпературной ударной вязкости низколегированной и низкоуглеродистой стали 10Г2ФБЮ, подвергнутой поперечно-винтовой прокатке при Т = 850 °С. Показано, что низкоэнергетические состояния электронного спектра стали, рассчитанные по специальной программе оже-спектра, смещаются в область более высоких энергий в обратном
Рис. 12. Светлопольное изображение структуры бейнита с микродифракционной картиной в стали 10Г2ФБЮ после прокатки от 850 °С: присутствуют зоны [111]а, [110]Y, отмечены рефлексы а типа (011) и рефлексы у типа (200)
пространстве кривизны решетки, где в исходном состоянии стали их не было. Плотность межузельных структурных состояний в зонах с нарушенной трансляционной инвариантностью велика [9], поэтому процессы образования мартенситных фаз безынерционны. Они создают мартенситную фазу бейнит, которая распространяется по межузельным структурным состояниям ост-ровковым механизмом, образуя пакеты параллельных пластин. Среднестатистические пакеты пластин бейни-та содержат пластины толщиной 0.5-1.0 мкм и высотой до 100 нм. Отдельные пластины могут вырастать толщиной до 2 мкм и высотой до 200 нм.
Рост пластин характеризуется произвольными ротационными модами, которые определяются напряженно-деформированным состоянием материала. Процесс контролируется законом сохранения момента импульса. Островковый механизм роста бейнита определяет ост-ровковую структуру его пластин. Разрушение пластин бейнита при низких температурах происходит разделением его островков.
Образование бейнита есть безынерционный релаксационный процесс. Поэтому он эффективно повышает низкотемпературную ударную вязкость. Основной кристалл и бейнит — две автономные фазы, независимые друг от друга. Бейнит строится на низкоэнергетических электронных состояниях и его структурные состояния находятся в междоузлиях зон кривизны решетки. Основная масса бейнита создается в процессе поперечно-винтовой прокатки материала при высокой температуре. Однако в ходе низкотемпературного ударного нагру-жения он испытывает динамическую деформацию как релаксационный процесс. В результате этой деформации происходит релаксация концентраторов внутренних напряжений, образование трещин исключается, а твердость материала повышается. Образование бейнита в зонах кривизны решетки является альтернативой образованию перлита в решетке с трансляционной инвариантностью.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 годы (проект Ш.23.1.1), при финансовой поддержке проекта РФФИ № 17-01-00691 и интеграционного проекта СО РАН № 11.1.
Литература
1. Panin V.E., Derevyagina L.S., Panin S.V., Shugurov A.R, Gordienko A.I.
The role of nanoscale strain-induced defects in the sharp increase of low-temperature toughness in low-carbon and low-alloy steels // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 768. - P. 138491.
2. Панин В.Е., Панин А.В., Перевалова О.Б., Шугуров А.Р. Мезоскопи-
ческие структурные состояния на наномасштабном уровне в поверхностных слоях титана и его сплава Ti-6Al-4V, создаваемые ультразвуковой и электронно-пучковой обработкой // Физ. мезо-мех. - 2018. - Т. 21. - № 5. - С. 5-15. - doi 10.24411/1683-805X-
2018-15001.
3. FangH.-S., Yang J.-B., YangZ.-G., BaiB.-Z. The mechanism ofbainite
transformation in steels // Scripta. Mater. - 2002. - V. 47. - P. 157162.
4. Spanos G., Fang H.S., Aaronson H.I. A mechanism for the formation of lower bainite // Metallurg. Trans. A. - 1990. - V. 21. - P. 13811390.
5. Wang J.-J., Fang H.-S., Zheng Y.-K., Yang Z.-G. Use of scanning tunneling microscopy in metallography // Mater. Character. - 1994. -V. 33. - P. 169-174.
6. Wang J.-J., Fang H.-S., Yang Z.-G., Zheng Y.-K. Fine structure and formation mechanism of bainite in steels // ISIJ Int. - 1995. - V. 35. -No. 8. - P. 992-1000.
7. Yang Z.G., Fang H.S. An overview on bainite formation in steels // Current Opin. Solid State Mater. Sci. - 2005. - No. 9. - P. 277-286.
8. Кузнецов П.В., Панин В.Е., Гальченко H.K. Механизм упрочнения низкоуглеродистых и низколегированных сталей с одновременным возрастанием пластичности и вязкости разрушения // Физ. мезо-мех. - 2019. - Т. 22. - № 5. - С. 19-27. - doi 10.24411/1683-805X-
2019-15003.
9. Гузев М.А., Дмитриев А.А. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. -№ 3. - С. 27-33. - doi 10.24411/1683-805X-2013-00004.
10. Poorhaydari K., Patchett B.M., Ivey D.G. Transformation twins in the weld HAZ of a low-carbon high-strength microalloyed steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2006. - V. 435-436. - P. 371-382.
11. Li Y., Baker T.N. Effect of morphology of martensite-austenite phase on fracture of weld heat affected zone in vanadium and niobium microalloyed steels // Mater. Sci. Technol. - 2010. - V. 26. - P. 10291040.
12. Li X., Fan Y., Ma X., Subramanian S.V., Shang Ch. Influence of mar-tensite-austenite constituents formed at different intercritical temperatures on toughness // Mater. Design. - 2015. - V 67. - P. 457-463.
13. Di X.-J, Cai L, Xing X.-X, Chen C.-X, Xue Z.-K. Microstructure and mechanical properties of intercritical heat-affected zone of X80 pipeline steel in simulated in-service welding // Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.). - 2015. - V. 28. - No. 7. - P. 883-891.
14. Chen J., Tang Sh., Liu Zh.-Y., Wang G.-D. Microstructural characteristics with various cooling paths and the mechanism of embrittlement and toughening in low-carbon high performance bridge steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2013. - V. 559. - P. 241-249.
15. Huda N., Midawi A.R.H., Gianetto J., Lazor R. Influence of marten-site-austenite (MA) on impact toughness of X80 line pipe steels // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V 62. - P. 481-491.
Поступила в редакцию 19.11.2019 г., после доработки 19.11.2019 г., принята к публикации 03.12.2019 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, проф. ТГУ, paninve@ispms.tsc.ru
Шулепов Иван Анисимович, к.ф.-м.н., вед. инж. ИФПМ СО РАН, shulepovia@tpu.ru
Деревягина Людмила Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, lsd@ispms.tsc.ru
Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, svp@ispms.tsc.ru
Гордиенко Антонина Ильдаровна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, lsd@ispms.tsc.ru
Власов Илья Викторович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, good0@yandex.ru
