2.4 Влияние деформационного старения на изменение тонкой структуры сталей.

Анализ тонкой кристаллической структуры проводили методом аппроксимации [20] в рамках модели мозаичного кристалла, в соответствии с которой кристалл (зерно) разбито на блоки (области когерентного рассеяния) средним размером D, каждый из которых упруго однородно деформирован так, что средняя по кристаллу величина микродеформации равна е.

Блоки в интервале размеров от 0,005 до 0,2 мкм вызывают уширение рентгеновских линий (3 = X sec и /D (X - длины волны излучения), а микродеформации решетки, источником которых могут быть поля смещений дефектов кристаллического строения или химическая неоднородность состава фазы, вызывающая неоднородность периода решетки.

Для изучения тонкой кристаллической структуры обычно измеряют физическое уширение /3, по крайней мере, двух линий. Если их отношение совпадает (с учетом погрешности измерения) с отношением тангенсов углов и максимумов линий, то уширение вызвано микродеформациями, если это отношение равно отношению секансов этих углов, то — малостью блоков. В случае если отношение уширений лежит между отношением тангенсов и секансов, оба параметра субструктуры являются актуальными, и их разделение проводят также методом аппроксимации [20]. Обычно в качестве пары линий выбирают отражения разных порядков от одной совокупности плоскостей, например для феррита 110-220. Однако, в случае ОЦК-фаз возможно использование и пары 110-211 [20]. В этом случае величина микродеформаций та же.

Профили (зависимость интенсивности линии от угла дифракции и) рентгеновских линий 110, 211 и 220 феррита снимали в режиме шагового сканирования на автоматизированном рентгеновском дифрактометре ДРОН- 4, используя СоКа-излучение, монохроматизированное отражением от пирографита на диафрагированном пучке.

В связи с тем, что интенсивность линии 211 выше, чем 220, а значит меньше погрешность определения /3, основной расчет вели по паре 110-211. Отметим, что результаты расчетов по паре линий 110-220, практически, не отличаются, но ошибка в величине плотности дислокаций в этом случае выше.

Если физический профиль {(26) аппроксимировать функцией вида f(x)=(l+ox2)-2, а профиль линии эталона g(20) - функцией g(x)=(l+Tx2)-l, то

р = 0,55(1 - ъ/В + д/l - Ь/В),              (2.4)

где В - интегральная ширина линии исследуемого образца, a b — эталона. Эти величины измеряются экспериментально при регистрации соответствующих профилей рентгеновских линий.

Дальнейший анализ предполагает сравнение уширения (3 для двух линий. Если отношение /32 / (31 совпадает (с учетом погрешности измерения) с отношением tg02 / tgdl, то источником физического уширения являются микродеформации решетки, а если с отношением cosfll /cos02, то блоки размером D^250hm. В промежуточном случае возможно выделить методом аппроксимации [20] доли уширения, зависящие от е и D. Если уширение /3 обусловлено микродеформациями, то его величина /3 = 4е tgd.

В случае, когда источником микродеформаций являются дислокации плотностью р с вектором Бюргерса Ь, то, как показал М.А. Кривоглаз [59]

В формуле (2.5) величина 1 зависит от типа кристаллической решетки, а f — ориентационный множитель, величина которого определяется индексами линии HKL и ориентацией b по отношению к нормали «отражающей» плоскости (hkl). С учетом (2) величина

e = 0,5^7pV7V75(2.6)

и из формулы (3), зная е, можно рассчитать р.

Используя численные значения величин в (3), приведенные в [86], можно получить:

p = l,5ez *10              (2 7)

где е выражено в %.

В таблице 2.5 приведены результаты определения параметров субструктуры исследованных образцов.

По сравнению отношения физических уширений /3HKL//3110 с отношением тангенсов и секансов углов для соответствующих линий определено, что на уширение в рассматриваемом случае сказываются только микродеформации решетки, т.к. отношения уширения равны или даже превышают отношение тангенсов.

Это означает, что основной причиной уширения являются микродеформации решетки, а их источником в исследуемых образцах — дефекты кристаллического строения, к которым относятся дислокации, их скопления и наличие возможной химической неоднородности феррита [86].

Анализ данных таблицы 2.5 показывает, что деформация основного металла до 10 % приводит к росту плотности дислокаций и, как следствие, к увеличению величины микродеформации решетки. В частности, для стали

17ГС в рассматриваемом случае /52ц и увеличиваются примерно на 20-30 % соответственно по сравнению с недеформируемым образцом. Величина плотности дислокаций в этом случае составляет 2,34-1011 см"2 против 1,39-109

л

см" в недеформируемом образце. Для сталей преимущественно с бейнитной структурой микродеформации решетки увеличиваются всего лишь на 5%.

Величина плотности дислокаций для стали категории прочности Х80 в этом

112 112 случае составляет 4,7-10 см" против 0,4-10 см" в недеформированном

образце.

Из полученных данных видно, что в стали с ферритно-перлитной структурой, после деформационно старения, плотность дислокаций возрастает почти в 200 раз по сравнению с недеформируемым образцом, в свою очередь для сталей с бейнитной структурой этот рост не превышает одного порядка.

Последующая выдержка при 250 °С приводит к значительному уменьшению величин /3 и величин микродеформации решетки. Эти значения практически совпадают с теми, которые наблюдались в недеформированном состоянии.

Таблица 2.5 - Параметры субструктуры исследованных образцов

В условиях деформационного старения при температуре 250 °С уменьшение ширины линий и приближение их к первоначальному, до деформационного старения, уровню, происходит в первую очередь за счет образования атмосфер примесей внедрения на дислокациях, их упругого взаимодействия с дислокациями и, как следствие, снижения величины микродеформаций, вызванных дислокациями.

Вторая причина уменьшения величины микродеформаций может быть связана с уменьшением плотности дислокаций за счет их движения в феррите. Однако из-за низкой температуры деформационного старения, диффузия дислокаций практически невозможна, а, следовательно, это мало вероятно. Последнее подтверждается, как было показано ранее, результатами электронно-микроскопических исследований.

Рассмотрение изменения величины микродеформаций в зависимости от структурно-фазового состава (таблица 2.5) показало следующее. Чем меньше в структуре полигонального феррита и больше ферритно-карбидной смеси, тем выше дефектность ферритной фазы, и тем больше микродеформация решетки е.

Отношение tg0211 / tgflllO =2,41. Поэтому, как следует из таблицы, уширение во всех исследованных образцах вызвано микродеформациями решетки. Источником этих микродеформаций, наиболее вероятно, являются дислокации, так как наличие химической неоднородности маловероятно, а уширение линии 200 во всех образцах с деформацией больше, чем 211. В образцах, вырезанных из трубы, исследуемая поверхность которых не подвергалась деформации (№№ 1 и 2), ширина линии 200 практически равна ширине линии 211, хотя tgв для 200 в 1,5 раза меньше, чем для 211. Другими словами, если бы микродеформации были связаны с химической неоднородностью, то физическое уширение линии 200 должно было бы быть в 1,5 раза меньше, чем линии 211.

До деформационного старения величина микродеформаций значительно меньше, чем после старения. Трудно предположить, что при

невысокой температуре деформационного старения происходит снижение плотности дислокаций, так как для этого требуется их перемещение (переползание), то есть диффузия атомов железа.

Бейнитная структура менее подвержена микродеформациям решетки и, как следствие этого, имеет меньшую плотность дислокаций, в отличие от ферритно-перлитной структуры. Это еще раз доказывает, что стали категории прочности К60 и К65 менее подвержены деформационному старению в отличие от сталей категории прочности К52-К56.

Отмеченные особенности в снижение сопротивления разрушению исследуемых сталей объясняются изменениями в тонкой структуре металла (рисунки 2.12, 2.13). На основании электронно-микроскопических и рентгенографических исследований показано существенное отличие в изменении тонкой структуры малоуглеродистой высокопрочной стали по сравнению с традиционными ферритно-перлитными трубными, сталями в процессе деформационного старения.

Установлено, что как до, так и после деформационного старения сталь Х80 имеет мелкоигольчатую структуру преимущественно нижнего бейнита (рисунок 2.12). Существенного изменения дислокационной структуры не наблюдается. В отличие от указанного, при деформационном старении традиционных сталей с ферритно-перлитной структурой происходит искажение перлитной структуры, разрушение цементитных пластин и- формирование в ферритных зернах ячеистой дислокационной субструктуры (рисунок 2.13).

Рисунок 2.12 - Микроструктура стали Х80 а) до деформационного старения; б) после деформационного старения.

а) х 14 ООО

б) х 14 ООО

а) х 16 ООО

б) х 27 ООО

в) х 30 ООО

Рисунок 2.13 - Микроструктура стали 17ГС а) до деформационного старения; б) и в) после деформационного старения.

Выводы по главе 2

На основе оценки изменения комплекса механических свойств исследуемых трубных сталей категории прочности К52, К60, К65 в процессе деформационного старения, установлено существенное влияние на него исходного структурно фазового состава. Показано, что наибольшую склонность к деформационному старению имеют традиционные трубные стали с ферритно-перлитной структурой (17ГС). Уменьшение в структуре основного металла ферритно-перлитной составляющей и увеличение доли бейнита способствует повышению стойкости металла к изменению свойств при эксплуатации в условиях статического и динамического нагружения. При этом у стали с ферритно-перлитной структурой (17ГС) наблюдается повышение в процессе деформационного старения предела текучести на 40%, критической температуры хрупкости на 30°С; у стали с ферритно- перлитно-бейнитной структурой 10Г2ФБЮ О о,2 повышается на 21%, а Т5о на 15°С; у стали с преимущественно бейнитной структурой Gq,2 на 13%, а Т50, после деформационного старения, составляет -60°С, то есть ниже температуры эксплуатации стали.

Методом рентгенографического анализа показано, что малоуглеродистые высокопрочные стали после деформационного старения характеризуются существенно меньшей величиной микродеформаций решетки, по сравнению с традиционными ферритно-перлитными сталями, (0,234% для стали Х80 против 10, 7% для стали 17ГС) и более низкой

Л              2              112

плотностью дислокаций (4,1 * 10 см" сталь Х80 и 3,7*10 см" стали 17ГС).

Методом электронной микроскопии установлено, что для бейнитной структуры стали Х80 существенного изменения дислокационной структуры не наблюдается, в то время как для традиционных сталей с ферритно- перлитной структурой происходит искажение перлитной структуры и формирование в ферритных зернах ячеистой дислокационной субструктуры, что объясняет их различную склонность к деформационному старению.