CC BY
57
УДК 669.017 : 539.4, 669.017 : 539.52
Создание поперечно-винтовой прокаткой многоуровневой иерархической мезосубструктуры и ее влияние на механическое
поведение аустенитной стали
Н.С. Сурикова1, В.Е. Панин1,2, Н.А. Наркевич1, И.П. Мишин1, А.И. Гордиенко1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Экспериментально показано создание многоуровневой иерархической мезосубструктуры в метастабильной аустенитной стали, подвергнутой многопроходной поперечно-винтовой прокатке в интервале температур 950-750 °C. Между макро- и микромасштабными уровнями возникает многослойная мезоскопическая субструктура с сильным измельчением зерен, изменением их геометрии и микротвердости. Наружный слой имеет мелкодисперсную структуру и самую высокую микротвердость Hц = 3400 МПа. Два нижележащих слоя имеют глобулярную форму зерен диаметром 0.9 мкм и близкую микротвердость 3100 и 3000 МПа. При-осевой слой имеет вытянутые зерна полосчато-волокнистой структуры наноразмерной ширины. Между микро- и наномасштабными уровнями формируется наностуктурная иерархическая мезосубструктура во всех полосовых структурах с выделением на малоугловых границах мезосубструктуры наноразмерных карбидов и кардонитридов. Подобная многоуровневая мезоскопическая субструктура при некотором снижении пластичности стали в условиях одноосного растяжения обусловливает многократное возрастание ее усталостной долговечности. Образование иерархических мезосубструктур связывается с механизмом пластической дисторсии в условиях кривизны кристаллической решетки, в междоузлиях которой возникают бифуркационные структурные состояния. Многоуровневые иерархические мезосубструктуры оказывают сильное позитивное влияние на механическое поведение твердых тел, повышая их прочность, износостойкость и усталостную долговечность.
Ключевые слова: многоуровневая иерархическая мезосубструктура, наномасштабная субструктура, поперечно-винтовая прокатка, метастабильная аустенитная сталь, мезомеханика механического поведения DOI 10.24411/1683-805X-2018-13005
Formation of a multilevel hierarchical mesosubstructure by cross rolling and its influence on the mechanical behavior of austenitic steel
N.S. Surikova1, V.E. Panin1-2, N.A. Narkevich1, I.P. Mishin1, and A.I. Gordienko1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
A multilevel hierarchical mesosubstructure is experimentally shown to form in metastable austenitic steel subjected to multipass cross rolling in the temperature range 950-750 °C. A multilayer mesosubstructure with highly refined grains, changed grain geometry and microhardness builds up between the macro- and microlevels. Its outer layer has a finely dispersed structure and the highest microhardness Hp = 3400 MPa. The two underlying layers are composed of globular grains 0.9 ^m in diameter and exhibit the close microhardnesses 3100 and 3000 MPa. The near-axial layer has elongated grains of a fiber-band structure with nanosized width. Between the micro- and nanolevels, a nanosized hierarchical mesosubstructure is formed in all band structures, with the mesosubstructure of nanosized carbides and cardonitrides precipitated at low-angle boundaries. Despite a certain decrease in the steel plasticity in uniaxial tension, such a multilevel mesosubstructure causes a multiple increase in its fatigue life. The formation of hierarchical mesosubstructures is associated with the mechanism of plastic distortion under the conditions of the crystal lattice curvature, when bifurcational structural states arise in its interstices. Multilevel hierarchical mesosubstructures have a strong positive effect on the mechanical behavior of solids, by increasing their strength, wear resistance, and fatigue life.
Keywords: multilevel hierarchical mesosubstructure, nanoscale substructure, cross rolling, metastable austenitic steel, mesomechanics of mechanical behavior
© Сурикова Н.С., Панин В.Е., Наркевич Н.А., Мишин И.П., Гордиенко А.И., 2018
1. Введение
Структурная трансформация при создании иерархической мезосубструктуры может давать значительный вклад в пластичность и прочность твердых тел [1-3]. Данный вопрос имеет особо важное значение при анализе масштабной инвариантности в деформируемых материалах [4, 5]. Природа этого явления рассмотрена в работах [6-8], где учет возникновения бифуркационных структурных состояний в междоузлиях кривизны решетки обусловил переходы атомов из узлов решетки в междоузлия, что вызвало развитие в материале пластических ротаций с помощью механизма пластической дисторсии. В сложных системах такие механизмы способны формировать многоуровневые иерархически организованные мезоскопические субструктуры, которые могут существенно влиять на механическое поведение твердых тел.
Данные эффекты в условиях кручения под давлением вызывают на наномасштабном уровне возникновение новых структурно-фазовых состояний, которых нет в равновесных материалах, развитие новых механизмов пластической деформации и разрушения, специфическое механическое поведение наноструктурных материалов [9-13]. Это определило новое стратегическое направление в мезомеханике материалов и современном материаловедении.
В биологических системах доминируют иерархические мезоструктуры в диапазоне субнаномасштабов, где электронная подсистема играет важную функциональную роль [14-16]. Подобные иерархические структуры наномасштабов лежат в основе широко известного эффекта электропластичности металлических материалов [17-20]. Однако область иерархических материалов только начинает развиваться в физической мезомеха-нике. Особого внимания заслуживают исследования ме-зоскопических структур в неравновесных материалах, в которых интенсивно создается кривизна кристаллической решетки.
В настоящей работе объектом исследования является метастабильная аустенитная сталь, содержащая марганец и хром, которые создают в стали неравновесную ГЦК-решетку. С целью создания во всем объеме стали однородной кривизны решетки использовали поперечно-винтовую прокатку. Марганец в условиях интенсивной пластической деформации инициирует образование мартенситных ламелей в структурно-фазовых переходах у —^ £ —^ а'. Возникновение при интенсивной пластической деформации малоугловой субструктуры может обусловливать образование на малоугловых границах карбонитридов хрома. Подобные эффекты образования наночастиц карбонитридов титана на малоугловых границах низколегированных сталей, подвергнутых контролируемой прокатке, наблюдали в работе [21]. Широкий спектр неравновесных процессов в аустенит-
ной стали при поперечно-винтовой прокатке должен создавать иерархическую мезоскопическую субструктуру в диапазоне масштабов микро-нано, которая должна позитивно влиять на механическое поведение материала. Исследование данных вопросов определило основную цель данной работы.
2. Материалы и методы исследования
В работе исследуются механические свойства и деформационная мезосубструктура, которая создается поперечно-винтовой прокаткой метастабильной аустенит-ной нержавеющей стали 12Х15Г9НД (АК1 2001). Данная сталь является недорогим заменителем коррозионно-стойких хромоникелевых сталей марок 12Х18Н10Т, 10Х18Н8Д3БР, 08Х18Н10 и др. Она оптимально легирована хромом, марганцем, никелем, медью и азотом. Имеет высокую прочность в сочетании с повышенной пластичностью и вязкостью разрушения, хорошую свариваемость. У стали отсутствует порог хладноломкости, что позволяет использовать ее при низких температурах вплоть до криогенных.
Получение в указанной стали высокопрочного состояния методами интенсивной пластической деформации является важной практической задачей. Кроме этого, исследование эволюции микроструктуры, формирующейся под напряжением при поперечно-винтовой прокатке, аттестация ультрамелкозернистого состояния с определением среднего размера зерен, типа границ зерен, уровня внутренних локальных напряжений, текстуры, кривизны кристаллической решетки и механизма пластической дисторсии в метастабильной азотсодержащей аустенитной стали имеют очень большое фундаментальное значение в мезомеханике многоуровневых иерархически организованных систем.
Исследуемая сталь в состоянии поставки имела следующий состав: Fe - 0.12 вес. % С - 14.0-16.5 вес. % Сг-8.5-10.5 вес. % Мп - 1.0-1.5 вес. % № - 2.0 вес. % Си -0.2 вес. % №, 0.06 вес. % Р - 0.03 вес. % S. Исходный размер зерен в стали был равен 20 мкм.
Высокотемпературную многоступенчатую поперечно-винтовую прокатку стали с понижением температуры прокатки на 50 °С на каждом следующем проходе проводили на трехвалковом министане винтовой прокатки РСП 14-40 (суммарная мощность главных приводов 33 кВт) в интервале температур 950-750 °С. (Процедуру понижения температуры прокатки применяли для снижения скорости роста зерен в процессах динамической рекристаллизации.) Угловая скорость вращения валков 3.7 с-1, скорость подачи заготовки 10 мм/с. Начальный диаметр заготовки имел размер ~40 мм, конечный --18 мм. Перед прокаткой заготовку прогревали в течение 30 мин при заданной температуре в печи ПКМ-612. После каждого прохода прокатки проводили закалку заготовки в холодной воде. Суммарная степень
истинной логарифмической деформации стали 8 = = ln( D/d) после пяти проходов прокатки составила ~0.8, коэффициент вытяжки Ks = (d/d)2 имел значение ~5.0 (D — исходный диаметр, d — конечный диаметр заготовки).
Механические испытания на одноосное растяжение выполняли на универсальной испытательной машине Instron-5582 со скоростью 5 • 10-4 с-1 при комнатной температуре. Образцы для растяжения вырезали на электроискровом станке в форме двойных лопаток с площадью поперечного сечения 3 х 1 мм2 и длиной рабочей части 15 мм. Для удаления воздействий искровой резки все поверхности образцов шлифовали на абразивном материале различной зернистости и подвергали электролитической полировке в смеси ортофосфорной кислоты и окиси хрома в соотношении 8:1. Твердость по Виккерсу измеряли на микротвердомере ПМТ-3М при нагрузке 1 Н.
Трибологические исследования проводили при комнатной температуре на высокотемпературном трибо-метре TMT (CST Instrument) при нормальной нагрузке 2 Н и влажности 50 %. В качестве контртела использовали сапфировый шар диаметром 6 мм, линейная скорость шарика составляла 5 см/с, длина пути ~100м. Профилометрию поверхности при определении величины износа осуществляли с помощью оптического интерферометра белого света NewView 6200. Коэффициент интенсивности износа K (мм3/(Н • м)) определяли по формуле
к=V,
PL
где V — объем изношенного материала; Р — приложенная нагрузка; L — путь, пройденный контртелом. Величину V рассчитывали по формуле
V = 2nR
r arcsm
- d*. 2
— I--(4r ■
2r I 4
где Я — радиус трека износа; г — радиус сапфирового шара; d * — ширина трека износа.
Структурные исследования выполняли методами оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопии. При этом использовали световой микроскоп марки Zeiss Axiovert 25, растровый электронный микроскоп Philips SEM 515, систему с электронным и сфокусированным ионным пучком Quanta 200 3D, оснащенную приставкой NORDLYS (Oxford Instruments HKL). Автоматический анализ дифракции обратнорас-сеянных электронов (EBSD) проводили на электронном просвечивающем микроскопе JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200 кВ в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН.
Фольги для электронной микроскопии готовили методом струйной электрополировки на модифицированном приборе ПТФ в охлажденном растворе уксусной и хлорной кислот в соотношении 5: 1 при напряжении на электродах 50 В.
3. Результаты исследований
Эксперименты по одноосному растяжению показали, что в состоянии поставки при комнатной температуре сталь AISI 2001 имеет высокую пластичность до разрушения 5 - 90 %, предел текучести а0 1 - 400 МПа, предел прочности aB - 850 МПа (рис. 1, а, кривая 1), твердость HV = 2470 МПа. Такие свойства стали обусловлены ее аустенитным состоянием со средним размером зерна dg ~ 20 мкм (рис. 2, а, 3, а) и высокой долей (96.9 %) большеугловых границ зерен. Согласно проведенному EBSD-анализу, половина большеугловых границ зерен (46.8 %) имеет двойниковую 60°-разориен-тировку с X = 3 (рис. 3, б). Из рис. 3, в, где в единичном стереографическом треугольнике приведена ориентация нормалей в зеренной структуре, видно, что в исходном материале отсутствуют текстурные компоненты. Электронная микроскопия тонких фольг показала, что изначально в зернах у-фазы практически не содержится дислокаций. Этот факт, наряду с отсутствием текстуры, свидетельствует о том, что в материале прошла высоко-
1200
800
CÖ
С
400
40 60 Деформация, %
100
1100
С 900
700
500
2 3 4
Время отжига, ч
Рис. 1. Кривые деформации стали в состоянии поставки (1) и после ступенчатой высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки до 8ист ~ 0.7 (2) (а); зависимость предела текучести (1) и предела прочности (2) стали после поперечно-винтовой прокатки от времени отжига при Т = 650 °С (б)
Рис. 2. Металлографическая картина зеренной структуры стали в исходном состоянии (а), после многоступенчатой высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки до еист ~ 0.7 (б-е): б-д — продольное сечение прутка, е — поперечное сечение прутка, приосевая зона
температурная рекристаллизация. Высокую пластичность исследуемой стали в исходном состоянии при комнатной температуре, помимо множества действующих механизмов деформации в метастабильных сталях (механического двойникования, деформационных мартенситных у — £ — а'-превращений [22]), можно также связать с большой долей специальных (двойниковых) границ зерен, которые более проницаемы для деформационных сдвигов, чем границы общего типа. Наличие таких границ обусловлено низкой энергией дефекта упаковки, а также может быть связано с присутствием в составе стали примеси азота [23]. На металлографической картине (рис. 2, а) наблюдаются дисперсные включения вторичных фаз, некоторые частицы достигают очень больших размеров ~5 -6 мкм (рис. 2, а) и располагаются как на границах, так и в объеме зерен. Основным включением, как показала электронная микроскопия, является фаза Сг23С6 (рис. 4, а).
При исследовании прутков стали после многопроходной поперечно-винтовой прокатки было обнаружено, что они имеют слоистое строение, подобно пруткам, полученным при высокотемпературной и теплой прокатке в других работах [24-26]. На рис. 5 приведены количественные характеристики напряженно-деформированного состояния в стали 40Х после поперечно-винтовой прокатки при температуре 700 °С, рассчитанные с использованием программного комплекса DEFORM-3D методом конечных элементов [25]. На рис. 5, а видно, что каждый элемент на поверхности заготовки в местах контакта с валками испытывает максимальные напряжения — напряжения сжатия вдоль радиуса заготовки и вдоль винтовой траектории движения и напряжения растяжения поперек винтовой траектории. Кроме того, при каждом проходе прокатки в поверхностных объемах прутка возникают моментные напряжения, градиенты скоростей деформации и направлений пластического
10
08
06
04
П
02
Размер зерна
мкм
Угол разориентации зерен
Размер зерна, мкм
20
16
08
Угол
разориентации зерен
Е
Рис. 3. Результаты ЕВ8Б-анализа структуры стали в исходном состоянии (а-в) и после поперечно-винтовой прокатки (продольное сечение, зоны В и С) (г-е) при сканировании поверхности с шагом 1.6 мкм
течения. Все это приводит к тому, что верхние слои материала подвергаются интенсивной пластической деформации, ее степень равна 8 (рис. 5, б). Деформирующие напряжения в приосевой зоне слитка меньше в ~1.5 раза, эта зона прорабатывается более однородно и деформируется как при одноосной прокатке в калибрах, что приводит к продольному удлинению структурных элементов. В целом распределение деформационных зон в поперечном сечении прутка в конце поперечно-винтовой прокатки примерно соответствует рис. 5, б, ширина зон зависит от уровня деформирующих напряжений стана, температуры прокатки, коэффициента вытяжки и прочностных характеристик заготовки.
Как показали рентгеноструктурные и электронно-микроскопические исследования после высокотемпе-
ратурной поперечно-винтовой прокатки, сталь сохраняет свое аустенитное состояние. На металлографических снимках видно, что в прутке наблюдаются четыре (начиная от поверхности до оси слитка) зоны деформации А, В, С, Е, отличающиеся значениями твердости по Виккерсу Ну (рис. 2, б, в), ширины зоны соответственно 0.5 (~5 %), 0.8 (~8 %), 5.0 (~50.5 %) и 3.6 мм (~36.4 %). Самый тонкий, прочный и мелкодисперсный слой (поверхностный слой А) содержит большое количество частиц оксидных и карбидных фаз, поскольку горячая прокатка происходит на воздухе. Размер структурных элементов на металлографических шлифах составляет 2-7 мкм. (Под термином «структурный элемент» мы имеем в виду блоки структуры, которые выявляются в результате травления поверхности образцов при металлографическом исследовании.) По мере при-
Рис. 4. Темнопольное изображение частицы карбидной фазы Сг23С6 в рефлексе 022 в стали в исходном состоянии (а); соответствующая микродифракционная картина от частицы и матрицы, зона [211]Сг2зСб находится в отражающем положении (б); темнопольное изображение частицы карбонитридной фазы Сг2С06гЫ039 в рефлексе 101 в стали после поперечно-винтовой прокатки (в); соответствующая микродифракционная картина, обозначены рефлексы в зоне [313]Сг2С0 бШ0 39 (г)
ближения к оси прутка ширина зоны слегка увеличивается и в наиболее широкой зоне С составляет ~10-12 мкм. В зонах В и С, которые мало отличаются по твердости (а выделяются лишь «травимостью» поверхности), наблюдается глобулярная форма структурных элементов (рис. 2, г).
В приосевой зоне Е на металлографических картинах наблюдается полосчато-волокнистый характер структурных элементов (рис. 2, в, д), декорированных
мелкодисперсными карбидными выделениями, что хорошо видно при больших увеличениях. Высокая температура и значительные деформирующие напряжения в очаге деформации приводят к фрагментации и растворению крупных карбидных частиц. Если в исходном состоянии в стали отдельные частицы карбидов имели размер до 5-6 мкм, то после поперечно-винтовой прокатки их размер не превышал 500 нм. Структурные элементы вытянуты вдоль направления, составляющего
Эффективное напряжение, МПа
Эффективная деформация, отн. ед.
Рис. 5. Напряженное (а) и деформированное (б) состояние в очаге деформации при поперечно-винтовой прокатке [25]: 1 — заготовка, 2 — валки
Рис. 6. Зеренная структура в поперечном сечении прутка стали после поперечно-винтовой прокатки: а — светлое поле; б — микродифракционная картина к рис. 6, в и г, две зоны аустенита находятся в отражающем положении [112]^ и [132]А; в, г — темнопольные изображения зерна аустенита в рефлексе 111А при разных углах а наклона фольги в гониометре электронного микроскопа; д — микродифракционная картина к рис. 6, е, зона [221] карбида хрома Сг23С6; е — темнопольное изображение карбидной частицы, лежащей на границе зерен, в рефлексе 220Сг23Сб
угол ~30° с осью прутка. Такая анизотропная структура может свидетельствовать о существовании текстуры в этой зоне. По ширине деформированные зерна имеют значительный разброс по размерам от 4 до 17 мкм (рис. 2, д).
Электронно-микроскопические исследования субмикрокристаллической структуры стали в поперечном и продольном (зоны В и С) сечении прутка показали (рис. 6, 7), что после поперечно-винтовой прокатки в зонах В и С формируется глобулярная субмикрокристаллическая структура со средним размером зерна 0.9 мкм. На рис. 6 и 7 приведены примеры зеренной структуры стали, в которой зерна разделены больше-угловыми границами. Измельчение зерен в процессе прокатки при высоких температурах обусловлено дина-
мической рекристаллизацией и фрагментацией материала, скорость которых снижается по мере понижения температуры. Процесс фрагментации облегчается низкой энергией дефекта упаковки в у-фазе. Доказательством протекания фрагментации служит наличие внутри почти равноосных зерен дефектной структуры — субзерен (рис. 7, в), дислокаций (рис. 6, в, г и 7, г), дислокационных ячеек и дефектов упаковки (рис. 7, г). Размер субзерен составляет 0.2-0.6 мкм, размер ячеек 855 нм. Наибольшая плотность дислокационных ячеек наблюдается в непосредственной близости от больше-угловых границ зерен (рис. 7, г), которые являются мощными источниками решеточных дислокаций [27]. На всех темнопольных изображениях (рис. 6-8) видны мелкодисперсные включения вторичных фаз. На гра-
Рис. 7. Дефектная структура в зернах аустенита после поперечно-винтовой прокатки (продольное сечение, зона С): а — темно-польное изображение группы зерен в рефлексе типа 111 аустенита, обозначенном маленькой стрелкой на рис. 7, б, а — угол наклона фольги в гониометре электронного микроскопа; б — микродифракционная картина к рис. 7, а, обозначены рефлексы в [112]- и [130]-зонах аустенита; в — темнопольное изображение зерна С в рефлексе 002^ в зоне [130] аустенита; г — темнопольное изображение зерна А в рефлексе 111 в зоне [112] аустенита
Рис. 8. Зеренно-субзеренная микроструктура в продольном сечении прутка стали (зона Е) после поперечно-винтовой прокатки: а, б — темнопольные изображения во всем отражении 111 при разных углах а наклона фольги в гониометре электронного микроскопа; в, г — микродифракционные картины к рис. 8, а и б: в — зона [112]^ аустенита находится в отражающем положении; г — зона [123]^ аустенита находится в отражающем положении, присутствуют также отдельные рефлексы карбида хрома Сг23С6
Таблица 1
Коэффициент интенсивности износа стали в различных состояниях
Состояние стали Исходное После высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки После высокотемпературной поперечно-винтовой и холодной прокатки
Коэффициент интенсивности износа, 105 мм3/(Н • м) 8.58 8.25 1.30
ницах зерен присутствуют карбидные фазы, например, вдоль границы между зернами А и В на рис. 6, а находится включение карбида Сг23С6, форма которого хорошо видна на темнопольном изображении в рефлексе 220Сг23Сб . Прокатка при температурах 950, 900 и 850 °С приводит к измельчению крупных частиц карбидных фаз и растворению мелких, поскольку температура растворения сложных карбидов типа Ме23С6 и Ме2С составляет ~820 °С. При более низкой температуре прокатки может произойти повторное выделение дисперсных включений из твердого раствора. Кроме основной карбидной фазы Сг23С6, в структуре проката наблюдаются мелкие (до 100 нм) включения карбидов ^е, Мп)2С и ^е, Мп)3С и карбонитрида хрома
СГ2С0.61Ч.39 (Рис. 4 в).
На рис. 8, а и б приведена субзеренная структура, наблюдающаяся в вытянутых зернах центральной части прутка (зона Е). Субзерна также имеют вытянутую форму, ширина их составляет ~0.35 мкм, внутри них наблюдается высокая плотность дислокаций, р ~ 1011см-2. Дифракционная картина (рис. 8, в), полученная от нескольких субзерен, демонстрирует азимутальные размытия рефлексов в зоне [112] аустенита, что свидетельствует о наличии малоугловых (до 5°) разориенти-ровок. Из дифракции (рис. 8, г), снятой с этой же области при другом угле наклона фольги в гониометре микроскопа, выявляются рефлексы от дисперсных частиц
Сг23С6.
Образцы для растяжения, вырезанные из прутка после прокатки и имеющие зоны В, С и Е, показывают высокие эффекты упрочнения по сравнению с исходными образцами стали: предел текучести увеличивается до ~620 МПа, предел прочности до ~1050 МПа при сохранении достаточно высокой пластичности до разрушения 8 ~ 55 % (рис. 1, кривая 2). Полученный материал обладает хорошей стабильностью структуры и механических свойств в температурном интервале 600700 °С, в котором традиционно эксплуатируются нержавеющие аустенитные стали. Из рис. 1, б видно, что после отжига прокатанного материала при температуре 650 °С в течение 5 ч прочностные характеристики ст0 1 и ств практически не изменяются.
Однако наиболее важный эффект поперечно-винтовой прокатки аустенитной стали АК1 2001 заключается в увеличении усталостной долговечности. При ком-
натной температуре усталостная долговечность стали с многоуровневой иерархической мезосубструктурой возрастает в 6 раз. Дополнительная холодная прокатка в гладких валках после высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки существенно повышает механические характеристики стали. В настоящей работе это продемонстрировано для случая повышения износостойкости.
Как видно из табл. 1, поперечно-винтовая прокатка стали слабо изменяет ее износостойкость. Однако холодная прокатка стали после ее поперечно-винтовой прокатки повышает износостойкость материала в 6.6 раз. Этот эффект может быть также увеличен в условиях всесторонней ковки. Он наиболее вероятно связан с большой концентрацией неравновесных вакансий в стали после ее поперечно-винтовой прокатки. При холодной прокатке неравновесные вакансии захлопываются, что повышает механические характеристики материала. Данный вопрос требует специального исследования.
4. Обсуждение результатов
Самосогласование процессов в многоуровневых иерархически организованных системах связано с ротационными механизмами пластического течения на различных структурно-масштабных уровнях. Условием пластичности и сохранения сплошности является выполнение соотношения
N
Е rot = 0, (1)
i=l
где Jt — поток деформационных дефектов на г-м структурно-масштабном уровне [28]. Чем шире спектр ротационных структурных масштабных уровней в иерархических системах деформируемого твердого тела, тем выше их пластичность.
В литературе выполнимость условия (1) при деформации поликристаллов подробно исследовали в диапазоне масштабов макро-микро [1, 2, 7, 8]. Согласно [7, 8], при деформации поликристаллов развитие первичных сдвигов в поверхностных слоях и при зерногра-ничном скольжении должно самосогласовываться с ротационными модами внутризеренного скольжения. Последние связаны с образованием ячеистой дислокационной субструктуры, двойникованием, развитием мар-
тенситных сдвигов и полос локализованной деформации, а также многомасштабной фрагментации деформируемого материала.
Иерархическая самоорганизация потоков дефектов в диапазоне масштабов микро-нано требует развития пластических сдвигов с нарушением трансляционной инвариантности решетки. Для этого в междоузлиях должны возникать наномасштабные структурные состояния, которых нет в трансляционно-инвариантном кристалле. Такие состояния возникают в условиях структурно-фазовых превращений, которые обусловливают сверхпластичность материалов [29, 30]. Хорошо известно увеличение пластичности материалов в области предпереходных состояний (вблизи температур фазовых превращений, мартенситных переходов, в материалах с полиморфными превращениями и др.).
Кривизна кристаллической решетки и возникновение аномально высокой концентрации неравновесных вакансий (или вакантных узлов решетки) наблюдаются в условиях интенсивной пластической деформации [5, 31, 32]. Такая структура способствует возникновению механизма пластической дисторсии как высокоэффективного наномасштабного фактора релаксации внутренних напряжений. Наличие на малоугловых границах на-ночастиц (060 нм) Сг2С0 61К0 39 (рис. 4, в), будет увеличивать прочность и усталостную долговечность [21].
Наиболее благоприятные условия для формирования иерархически организованной мезосубструктуры в диапазоне масштабов микро-нано при поперечно-винтовой прокатке цилиндрического прутка метаста-бильной аустенитной стали создаются в центральной (осевой) зоне Е (рис. 2). В этой зоне характер пластического течения определяется напряженно-деформированным состоянием типа кручения под давлением в условиях преимущественного осевого удлинения.
Фактически в зоне Е создается специфический вариант камеры Бриджмена, в которой в условиях кручения под давлением формируется многополосовая структура сильно вытянутых зерен с иерархически организованной мезосубструктурой наномасштабного диапазона (рис. 2, д, е, 8). Исходные зерна среднего размера 20 мкм в поликристаллическом прутке приобретали в зоне Е при поперечно-винтовой прокатке форму вытянутых полос шириной ~200 нм (рис. 8, а, б). В структуре таких полос возникала мезоскопическая субструктура с малоугловой разориентацией. На малоугловых границах образовывались наночастицы сложных карбидов и карбонитридов Сг2С0 61К0 39, (Бе, Мп)2С, (Бе, Мп)3С. В субзернах наблюдалась высокая плотность дислокаций р ~ 1011 см-2. Принципиально важно, что в этом диапазоне масштабов также формируется иерархическая мезо-субструктура: малоугловые субструктурные границы, их дробление наноразмерными частицами сложных карбидов, наномасштабная (8-55 нм) ячеистая дисло-
кационная субструктура при очень большой плотности дислокаций в субзернах, кривизна решетки с мезоско-пическими межузельными структурными состояниями. Такая иерархическая мезосубструктура эффективно ре-лаксирует концентраторы внутренних напряжений механизмом пластической дисторсии, который может произвольно изменять трансляционную инвариантность деформируемого кристалла.
Наиболее эффективна наномасштабная иерархическая мезосубструктура, которая создается в приосевой зоне Е стали при поперечно-винтовой прокатке (рис. 2, д, е, 8). Зарождение и распространение трещин в такой мезосубструктуре связаны с высокоэнергетическими процессами [33]. Как следствие, износостойкость и усталостная долговечность образцов с мезосубструк-турой ниже микромасштабного уровня возрастают многократно. Следует при этом подчеркнуть важность выявления роли концентрации неравновесных вакансий, создаваемых в материале поперечно-винтовой прокаткой, которые могут быть прекурсором вязкого разрушения [34]. Этот вопрос является задачей ближайших исследований.
Особого внимания в полученных результатах заслуживает факт резкого повышения характеристик износостойкости и усталостной долговечности образцов аусте-нитной стали, подвергнутых поперечно-винтовой прокатке, при заметном снижении их пластичности в условиях одноосного растяжения. Это связано с сильной кривизной решетки образцов, вызванной их поперечно-винтовой прокаткой.
Согласно [35, 36], в шейке при вязком разрушении распространяются две макрополосы локализованной деформации, самосогласованные по схеме креста для сохранения заданной оси нагружения. Эти макрополосы включаются последовательно и попеременно, создавая поворотный момент одного знака, который в зоне пересечения макрополос генерирует микропору. Размеры микропоры растут в ходе растяжения, зарождают трещину нормального отрыва, которая осуществляет разрушение. Как показано в [1, 2], макрополоса локализованной деформации является трансляционно-рота-ционной модой деформации и распространяется в зонах кривизны кристаллической решетки. Поскольку поперечно-винтовая прокатка создает в материале кривизну решетки во всем объеме, формирование креста макрополос в шейке образца начинается значительно раньше, чем в образце с трансляционно-инвариантной решеткой. Это обусловливает определенное снижение пластичности при растяжении материала, подвергнутого поперечно-винтовой прокатке.
Совсем другая схема деформации и разрушения развивается при измерении износостойкости и усталостной долговечности. Крест макрополос локализованной деформации в этих условиях нагружения никогда не
возникает. Наномасштабная мезосубструктура является высокоэффективным релаксационным фактором, задерживающим зарождение и распространение трещин. В итоге поперечно-винтовая прокатка конструкционных материалов обусловливает многократное повышение характеристик износостойкости и усталостной долговечности.
Завершая обсуждение полученных результатов, следует обратить особое внимание на необходимость учета вклада электронной подсистемы в формирование нано-масштабных мезоскопических субструктур в междоузлиях зоны кривизны кристаллической решетки. Изменение трансляционной инвариантности решетки в деформируемом твердом теле лежит в основе возникновения мезосубструктур на наномасштабном структурном уровне.
5. Заключение
Метастабильная аустенитная хромо-марганцевая сталь при многопроходной поперечно-винтовой прокатке в интервале температур 950-750 °С изменяет свою мезосубструктуру послойно по глубине. Наружный слой А (~5 % объема) имеет самую высокую мелкодис-персность и твердость. В более глубоких зонах В и С возникает глобулярная структура со средним размером зерен 0.9 мкм. В зернах развита мезосубструктура. В приосевой зоне Е, объем которой составляет ~36 %, формируется полосчато-волокнистая структура сильно вытянутых зерен с анизотропной текстурой. Малоугловая мезосубструктура в зоне Е упрочнена мелкими карбидными и карбонитридными частицами, размер которых не превышает 500 нм. В объеме мезосубструктуры наблюдаются дислокации с плотностью р ~ 1011 см-2, распределение которых достаточно однородное. Подобная иерархически самоорганизованная мезоскопичес-кая субструктура в вытянутых полосчатых зернах в при-осевой зоне Е в сочетании с мезоскопическими субструктурными состояниями наружных слоев образца эффективно способствует выполнению условия (1) во всем объеме деформируемого образца. Это обусловливает высокие характеристики износостойкости и усталостной долговечности данной аустенитной стали. Образцы, обработанные поперечно-винтовой прокаткой, повышают многократно износостойкость и усталостную долговечность. Уникальное механическое поведение материала связано с созданием в нем при поперечно-винтовой прокатке самосогласованной иерархической мезосубструктуры в диапазоне масштабов макро-нано.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ № 18-08-00221 и частично в рамках ПФНИ ГАН на 2013-2020 годы, проект Ш.23.1.1 с использованием оборудования ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН и материаловедческого ЦКП ТГУ.
Литература
1. Panin V.E., Egorushkin V.E., Surikova N.S., Pochivalov Yu.I. Shear bands as translation-rotation mode of plastic deformation in solids under alternate bending // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. -P. 451-460.
2. Panin V.E., Egorushkin V.E., Elsukova T.F., Surikova N.S., Pochivalov Y.I., Panin A.V. Multiscale Translation-Rotation Plastic Flow in Polycrystals // Handbook of Mechanics of Materials / Ed. by C.-H. Hsuch et al. - Singapore: Springer Nature, 2017. - doi 10.1007/978-981-10-6855-3_77-1.
3. Егорушкин B.E., Панин B.E. Физические основы нелинейной механики разрушения // МТТ. - 2013. - № 5. - С. 53-66.
4. Naimark O.B., Bayandin Yu.V, Zocher M.A. Collective properties of defects, multiscale plasticity, and shock induced phenomena in solids // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 1. - С. 14-32. - doi 10.24411/ 1683-805X-2017-00013.
5. Froustey C., Наймарк О.Б., ПантелеевИ.А., Билалов Д.А., Петро-ваА.Н., Ляпунова Е.А. Многомасштабные механизмы структурной релаксации и разрушения в условиях адиабатического сдвига // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 1. - С. 33-44. - doi 10.24411/ 1683-805X-2017-00014.
6. Гузев М.А., Дмитриев А.А. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. -№ 3. - С. 27-33.
7. Moiseenko D.D., Panin S.V., Maksimov P. V., Panin V.E., Babich D.S., Berto F. Computer simulation of material behaviour at the notch tip: Effect of microrotations on elastic energy release // AIP Conf. Proc. -2016. - V. 1783. - P. 020157. - doi 10.1063/1.4966450.
8. Панин B.E., Егорушкин B.E., Панин А.В., Чернявский А.Г. Пластическая дисторсия — фундаментальный механизм в нелинейной мезомеханике пластической деформации и разрушения твердых тел // Физ. мезомех. - 2016. - Т. 19. - № 1. - С. 31-46.
9. Miyazaki T., Terada D., Miyajima Y., Suryanarayana C., Murao R., Yokoyama Y., Sugiyama K., Umemoto M., Todaka Y., Tsuji N. Synthesis of non-equilibrium phases in immiscible metals mechanically mixed by high pressure torsion // J. Mater. Sci. - 2011. - V. 46. - P. 42964301.
10. Perez-Prado M.T., Gimazov A.A., Ruano O.A., Kassner M.E., Zhily-aev A.P. Bulk nanocrystalline m-Zr by high pressure torsion // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. - P. 219-222.
11. Straumal B.B., Mazilkin A.A., Protasova S.C., Dobatkin S.V, Rodin A.O., Baretzky B., Goll D., Schutz G. Fe-C nanograined alloys obtained by high pressure torsion: Structure and magnetic properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2009. - V. 503. - P. 185-189.
12. Sauvage X., Pippan R. Nanoscaled structure of a Cu-Fe composite processed by high-pressure torsion // Mater. Sci. Eng. A. - 2005. -V. 410-411. - P. 345-347.
13. Straumal B.B., Korneva A., Zieba P. Phase transitions in metallic alloys driven by the high pressure torsion // Arch. Civil. Mech. Eng. -2014. - V. 14. - P. 242-249.
14. Эббот Д., Дэвис П., Пати А. Квантовые аспекты функционирования биологических структур. - Долгопрудный: Интеллект, 2014. - 320 с.
15. Lund K., Manzo A.J., Dabby N., Michelotti N., Johnson-Buck A., Nangreave J., Taylor S., Pei R., Stojanovic M.N., Walter N.G., Win-free E., Yan H. Molecular robots guided by prescriptive landscapes // Nature. - 2010. - V. 465. - P. 206-210.
16. Жуковский М.С., Безносюк С.А., Потекаев А.И., Старостен-ков М.Д. Теоретические основы компьютерного наноинжинирин-га биомиметрических наносистем. - Томск: Научно-техническая литература, 2011. - 236 с.
17. Conrad H. Electroplasticity in metals and ceramics // Mater. Sci. Eng. A. Struct. - 2000. - V. 287. - P. 276-287.
18. Баранов Ю.В., Троицкий О.А., Авраамов Ю.С., Шляпин А.Д. Физические основы электроимпульсной и электропластической обработок и новые материалы. - М.: Изд-во МГИУ, 2001. - 843 с.
19. Roh J.-H., Seo J.-J., Hong S.-T, Kim M.-J., Han H.N., Roth J.T. The mechanical behaviour of 5052-H32 aluminum alloys under a pulsed electric current // Int. J. Plasticity. - 2014. - V. 58. - P. 84-99.
20. Столяров В.В. Влияние химического и фазового состава на проявление электропластического эффекта в титановых сплавах // Изв. РАН. Сер. физ. - 2014. - Т. 78. - № 3. - С. 357-360.
21. Фарбер B.M., Хотинов В.А., Беликов С.В., Селиванова O.B., Лежнин Н.В., Морозова А.Н., Карабаналов М.С., Жиляков А.Ю. Расщепления в сталях, испытавших контролируемую прокатку и последующее ускоренное охлаждение // ФММ. - 2016. - Т. 117. -№ 4. - С. 422-436.
22. ФилипповМ.А., ЛитвиновВ.С., НемировскийЮ.Р. Стали с мета-стабильным аустенитом. - М.: Металлургия, 1988. - 256 с.
23. Свяжин А.Г., Капуткина Л.М. Стали, легированные азотом // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2005. - № 10. - С. 36-46.
24. Иванов М.Б., Пенкин А.В., Колобов Ю.Р., Голосов Е.В., Нечаен-ко Д.А., Божко С.А. Теплая поперечно-винтовая прокатка в валках конической формы как метод интенсивной пластической деформации // Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 9. -С. 13-18.
25. Найзабеков А.Б., Арбуз А.С. Влияние поперечно-винтовой прокатки на микроструктуры стали 40Х // Вестник КазНТУ. Технические науки. - 2015. - № 5. - С. 249-255.
26. Иванов К.В., Найденкин Е.В., Лыкова О.Н., Раточка И.В., Мишин И.П., Винокуров В.А. Эволюция структуры и механических свойств сплава ВТ6 при поперечно-винтовой прокатке и последующих деформационных и термических обработках // Изв. вузов. Физика. - 2017. - Т. 60. - № 7. - С. 126-132.
27. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
28. Panin V.E. Overview on mesomechanics of plastic deformation and fracture of solids // Theor. Appl. Fract. Mech. - 1998. - V. 30. - No. 1. -P. 1-11.
29. Кайбышев О.А. Научные основы, достижения и перспективы сверхпластической деформации. - Уфа: Гилем, 2000. - 150 с.
30. Егорушкин В.Е., Панин В.Е. Масштабная инвариантность пластической деформации планарной и кристаллической подсистем твердых тел в условиях сверхпластичности // Физ. мезомех. -2017.- Т. 20. - № 1. - С. 5-13.
31. Лотков А.И., Батурин А.А., Гришков В.Н., Копылов В.И. О возможной роли дефектов кристаллического строения в механизмах нанофрагментации зеренной структуры при интенсивной холодной пластической деформации металлов и сплавов // Физ. мезомех. - 2007. - Т. 10. - № 3. - С. 67-79.
32. Panin V.E., Egorushkin V.E. Physical foundations of crystal structure refinement under severe plastic deformation // J. Phys. Conf. Ser. -2010. - V. 240. - P. 012121-1-012121-4.
33. ДеревягинаЛ.С., Гордиенко А.И., ПочиваловЮ.И., Смирнова А.С. Модификация структуры низкоуглеродистой трубной стали методом поперечно-винтовой прокатки и повышение ее характеристик прочности и хладостойкости // ФММ. - 2018. - Т. 119. - № 1. -С. 89-98.
34. Tekoglu C., Hutchinson J.W., Pardoen T. On localization and void coalescence as a precursor to ductile fracture // Phil. Trans. R. A. -2015. - V. 373. - P. 20140121.
35. Panin V.E., Grinyaev Yu.V., Panin A.V., Panin S.V. Multiscale Wave Model of a Deformed Solid in Physical Mesomechanics // Proc. VI Int. Conf. Mesomechanics / Ed. by G.C. Sih, Th.B. Kermanidis, Sp.G. Pantelakis. - Patras, Greece: Typocenter, 2004.
36. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной деформации в шейке высокопрочных поликристаллов и ее роль в разрушении материала при одноосном растяжении // Физ. мезомех. -2007. - Т. 10. - № 4. - С. 59-71.
Поступила в редакцию 10.05.2018 г.
Сведения об авторах
Сурикова Наталья Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, surikova@ispms.tsc.ru
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., акад., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, paninve@ispms.tsc.ru
Наркевич Наталья Аркадьевна, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, natnark@list.ru
Мишин Иван Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, mishinv1@yandex.ru
Гордиенко Антонина Ильдаровна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, lsd@ispms.tsc.ru
