Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Состояние изученности микроструктуры стали в связи с ее прочностными и коррозионными свойствами 8
1.1. Обзор существующих представлений механизма хрупких разрушений 8
1.2. Анализ основных результатов исследования микроструктуры сталей как фактора прочности, долговечности и коррозионной стойкости 12
ГЛАВА 2. Физические методы исследования структуры и свойств вещества 21
Обоснование метода и постановка задачи исследований 24
Методические основы и техника эксперимента 29
Общие положения 29
Техника эксперимента для исследований структурных превращений в сталях методом высокотемпературной рентгенографии 30
Методика определения размеров кристаллитов и функции распределения кристаллитов по размерам при аппроксимации профиля рентгеновской дифракционной линии функцией Фойгта 40
Методика качественной оценки внутренних микронапряжений II рода по выражению Секито
Оценка макронапряжений I рода (зональных) в случае линейно-напряженного состояния 43
Методика определения размеров зерен по относительной интенсивности дифракционных линий с учетом эффекта первичной экстинкции 43
Рентгеновская микродилатометрия 45
Методика определения параметра элементарной ячейки кристалла 46
ГЛАВА 3 Результаты экспериментальных исследований зависимостей параметров элементарных ячеек энергетических сталей от температуры. линейные термические расширения кристаллических решеток 48
3.1. Зависимость параметра и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток стали 0Х18Н10Т от температуры отжига 48
3.2. Зависимость параметра и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток стали 12Х1МФ от температуры отжига 50
3.3. Зависимость параметра и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток стали 10
от температуры отжига 54
3.4. Оценка погрешности измерений параметра кристаллической решетки и коэффициентов линейных термических расширений 60
3.4.1. Оценка погрешности измерений параметра кристаллической решетки сталей OX 18Н1 ОТ и 12Х1МФ 60
3.4.2. Оценка погрешности измерений параметра кристаллической решетки стали 10 62
3.4.3. Оценка погрешности измерений коэффициентов линейных термических расширений кристаллической решетки 64
3.5. Обсуждение экспериментальных результатов 65
ГЛАВА 4. Экспериментальные результаты по оценке внутренних напряжений, размеров зерен и кристаллитов 69
4.1. Экспериментальные результаты оценки внутренних напряжений и размеров кристаллитов в образце стали 12Х1МФ в процессе термоциклического отжига 69
4.2. Экспериментальные результаты определения размеров зерен в образце стали 12Х1МФ с учетом эффекта первичной экстинкции 75
4.3. Экспериментальная оценка внутренних напряжений в образце стали 10 в процессе термоциклического отжига 79
4.4. Экспериментальные результаты определения размеров зерен в образце стали 10 с учетом эффекта первичной экстинкции 85
4.5. Оценка погрешности измерений 88
4.5.1. Оценка погрешности определения размеров зерен с учетом эффекта первичной экстинкции 88
4.5.2. Оценка погрешности определения внутренних микронапряжений II рода 88
4.6. Обсуждение экспериментальных результатов : 91
ГЛАВА 5. Основы прогнозирования физического ресурса 96
5.1. Линейные термические расширения 96
5.2. Внутренние напряжения как фактор повреждаемости и диагностический критерий 100
5.3. Положения оценки физического ресурса стали 105
Заключение 115
Литература
- Анализ основных результатов исследования микроструктуры сталей как фактора прочности, долговечности и коррозионной стойкости
- Методика определения размеров кристаллитов и функции распределения кристаллитов по размерам при аппроксимации профиля рентгеновской дифракционной линии функцией Фойгта
- Зависимость параметра и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток стали 12Х1МФ от температуры отжига
- Экспериментальные результаты определения размеров зерен в образце стали 12Х1МФ с учетом эффекта первичной экстинкции
Введение к работе
Сплавы на основе железа (стали), от низколегированных до высоколегированных, широко применяются в современном котло- и реакторостроении, являясь основным конструкционным материалом, к которому предъявляются требования по надежной и длительной эксплуатации без повреждений и с сохранением заданных свойств в течение проектного срока службы. Для обеспечения этих целей конструкционные материалы должны обладать комплексом механических свойств, в частности, определенным сочетанием прочности и пластичности, высокими показателями ударной вязкости, высоким сопротивлением усталостной нагрузке, коррозионной стойкостью при нагревах на воздухе и в паровоздушной среде [1].
Все эти свойства обусловливаются строением и структурой стали и задаются разной степенью легирования металлическими и неметаллическими добавками, способными создавать с металлами твердые растворы замещения, внедрения, образовывать с металлом сложные соединения в виде интерметаллических фаз, карбидов, нитридов, сульфидов и т.д. Неравномерность распределения фаз по структуре металла, материальная неоднородность фаз и фазовая неоднородность, разнозернистость материала, неравноосность зерен, их распределение по ориентировкам, дислокации, дефекты упаковки, примеси, в том числе и газовые, пористость приводят к созданию внутренних микронапряжений.
Кроме того детали тепломеханического оборудования, трубопроводы воды и пара, котлы, турбины, вспомогательное оборудование - это сложные системы гибов, прямых труб, тройников. Металл подвергается сварке, гибке, волочению, прокатке, штамповке и т.д. В результате термических и механических воздействий в структуре сталей возможны фазовые превращения, существенно изменяющие свойства сталей и не способствующие установлению внутренней структурной однородности, следовательно, и однородности внутренних зональных напряжений.
Исследования показывают [2], что металл, отработавший ресурс, во многих случаях имеет запас по длительной прочности. Однако это обусловлено не только удачными конструктивными решениями, но и фактически заложенным запасом прочности [3]. Известны многочисленные случаи потери длительной прочности элементов тепломеханического оборудования и паропроводов задолго до исчерпания их расчетного ресурса. Это связано с коррозионной неустойчивостью сталей, выражающейся в образовании магистральных трещин в результате коррозионного растрескивания под напряжением (КРН), межкристаллитной (МКК) и транскристаллитной коррозии (ТКК), ползучестью и повреждаемостью порами ползучести, графитизацией и потерей эксплуатационных свойств [4].
Как проблема перечисленные явления изучаются длительное время многочисленными коллективами и усилиями многих организаций, но и к настоящему моменту к ним не утрачен интерес. Так, отмечается [5], что аварии стальных конструкций, вызванные хрупким разрушением, обсуждаются с середины прошлого века, однако и до настоящего времени многие особенности разрушения, особенно хрупкого, до конца не выяснены, а у конструкторов по прежнему нет достаточной научной базы для оценки факторов, вызывающих хрупкие разрушения, о чем свидетельствует большое количество неожиданных разрушений как в России, так и за рубежом.
Отмечается [5], что вопросы хрупкого разрушения в очередной раз были подняты известным русским ученым А.П. Гуляевым перед научной общественностью и руководством страны, которые обсуждались на широком совещании 24 апреля 1996 года в Министерстве науки и технической политики Российской Федерации с участием ученых и специалистов по указанному вопросу из более чем 20 организаций и учреждений страны. В докладе А.П. Гуляева можно отметить две характерные особенности. Во-первых, обсуждаемая проблема настолько широка, что уже вышла за рамки только металловедения. Во-вторых, те известные пути, которыми решалась эта проблема, не привели к успеху, что можно рассматривать как приглашение к участию и дискуссии в решении этой проблемы не только специалистов-металловедов, но и инженеров и ученых других отраслей науки с привлечением нетрадиционных средств анализа микроструктуры вещества.
И действительно, это приглашение к дискуссии нашло широкий отклик у исследователей. В последние годы наблюдается огромный всплеск интереса к материаловедческим проблемам, и они относятся к числу самых широко обсуждаемых. С одной стороны, это вызвано развитием новой экспериментальной техники, повышением разрешающей способности экспериментального оборудования, появляющейся в этой связи возможностью более глубокого проникновения вглубь материи, более обоснованного подхода к созданию теории механизмов разрушения, упрочнения, термической обработки и прогнозирования. С другой стороны, широкое обсуждение проблем прочности по-прежнему свидетельствует о наличии этих проблем практически в той же постановке, в какой они были сформулированы изначально. Следовательно, они не утратили своей актуальности, практической и социальной значимости и еще далеки от окончательного разрешения [5 - 14 и др.]-
В этой связи целью данной работы является углубление сложившихся представлений о микроструктурных термических превращениях в сталях, наблюдаемых непосредственно при температурах превращений, и их влиянии на главное следствие структурных изменений - свойство. Выявление диагностического критерия, определяющего свойство и его стабильность, предопределяет возможности прогнозирования ресурса металла и контроля его текущего физического состояния, что сегодня особенно актуально, в частности, имея в виду выработку оборудованием большинства тепловых электрических станций нескольких проектных сроков эксплуатации.
Анализ основных результатов исследования микроструктуры сталей как фактора прочности, долговечности и коррозионной стойкости
В качестве факторов, влияющих на коррозионные процессы, можно выделить внешние, касающиеся влияния среды и условий эксплуатации [28], и внутренние, относящиеся непосредственно к микроструктуре самого металла.
Под микроструктурой понимается механическая структура стали - то, что выявляется под микроскопом при травлении: рельеф и морфология; фазовый состав - наличие феррита, аустенита, перлита, мартенсита, углеродных включений, пор и т.д., выявляемых по рельефу и морфологии; размер блоков и атомно-кристаллическая структура - наличие кристаллических, аморфных составляющих; тип кристаллической решетки, ее параметры; тип твердого раствора; размеры зерен, их распределение по объему, распределение зерен по ориентировкам; углы разориентировки блоков; дислокации, плотность дислокаций; внутренние микронапряжения, их распределение по области усреднения; наличие границ зерен и их строение и др.
Изучение структуры металлов и сплавов при термических и механических нагрузках в условиях агрессивных сред направлено на решение различных задач: прогнозирование длительного и остаточного ресурса металла, выявление склонности сталей к хрупкому разрушению, исследование коррозионного поведения и прогнозирование коррозионных процессов, формирование гипотез и взглядов на механизмы коррозионного растрескивания, обеспечение противокоррозионных мероприятий, выработка рекомендаций с целью увеличения долговечности металла, разработка способов улучшающей термической обработки металлов и т.д.
Исследования структуры и структурных превращений под влиянием внешних факторов - среды, температуры, давления, растягивающих и сжимающих нагрузок, условий эксплуатации - производятся в настоящее время по всем выделенным направлениям.
Так, в [28] отмечается, что одной из актуальных проблем ТЭС остается образование и развитие трещин в корпусных деталях паровых турбин, механизм же коррозионного разрушения не выяснен до сих пор. Для уточнения механизма разрушения проводились исследования стали 15Х1М1ФЛ. Применяемые методы анализа структуры - рентгеноспектральный и металлографический, оптический (Неофот-30), растровая электронная микроскопия (РЭМ), рентгеноспектральный микроанализ (РСМА), локальный масс-спектральный анализ газов с лазерным зондированием. В процессе исследований в структуре стали обнаружены неметаллические включения (НМВ) в зоне повреждений - это сульфиды марганца и железа (FeMn)S, оксиды MnO, FeO, оксисульфиды типа MnS - Si02, а также Si02 и конгломераты і сложных оксидов, содержащие Са, Mn, Fe, Si. Растрескивание металла отмечается между НМВ и в непосредственной близости от них, т.к., например, сульфиды железа являются хорошим проводником и по отношению к железу выступают в роли катода. НМВ оказывают также негативное влияние на водородное охрупчивание стали, т.к. НМВ и металл обладают различными коэффициентами термического расширения и вследствие этого в металле формируются полости, через которые из внешней среды проникает водород и переходит в этих полостях в молекулярную форму. Водород, реагируя с сульфидами, образует сероводород, накопление которого приводит к разрыву на границе "металл-включение". Кроме того проникающий из среды атомарный водород разрушает карбиды с образованием метана. Отмечается высокий уровень остаточных концентраций водорода, неравномерность распределения с наибольшей концентрацией впереди вершины трещины.
Таким образом, источник образования пор - НМВ, а основная гипотеза -гипотеза "водородного охрупчивания". Источник водорода - внешняя среда (пар и конденсат), реагирующая с металлом на границе раздела. Исследование содержимого полостей показывает также наличие хлора, углерода, фосфора, что отражает их присутствие в теплоносителе.
В работе [29] так же показано, что доминирующее значение в развитии трещины имеет состав среды.
Совершенно иной подход к объяснению склонности стали к охрупчиванию представляется в [30], где полностью исключается роль внешней среды и основной акцент делается на структурные процессы, происходящие в сталях.
Для исследований выбрана аустенитно-мартенситная сталь 05Х18Г2Н5Т с 6 % 8 — феррита и ферритно-аустенитные стали 05Х18Г10Н5МЗФ и 05Х18Г10Н5МЗАФ ( 40 и 9 % 6 - феррита соответственно). Стали подвергали закалке от 1100 С в воде. Исследовалось изменение структуры и механических свойств основного металла, в зоне сварки, околошовной зоне и в зоне шва. Методы анализа - световая и электронная просвечивающая микроскопия, металлографический и рентгеноструктурный анализ.
Показано, что охрупчивание данных сталей после старения в интервале температур 350 - 500 С вызывают процессы, происходящие в 5 — феррите: выделение избыточных фаз на межфазных границах и внутри зерен дельта-феррита. Уровень пластичности определяется не количеством дельта-феррита, а плотностью и количеством в нем избыточных фаз.
Аналогичный подход обнаруживается и в работе [31], в которой подчеркивается чрезвычайно важная роль механизмов изменения микроструктуры для понимания и прогнозирования поведения металла в условиях длительного ресурса.
В частности, особая роль в развитии трещины отводится текстурам: длина трещины зависит от распределения ориентировок зерен, и трещина будет расти в пределах одного или нескольких благоприятно оринтированных по отношению к внешнему растягивающему напряжению зерен, т.е. возникновение текстур и может определить дальнейшее поведение материала по отношению к хрупкому разрушению. В работе [32] также экспериментально установлена достаточно жесткая корреляция между текстурными параметрами и прочностью.
В работе [33] авторы непосредственно объединяют температурные режимы отпуска металла после закалки с формированием микроструктур отпуска и их склонность к коррозионному растрескиванию (КР). Известно, что при одновременном воздействии растягивающих напряжений и коррозионной среды возникает КРН, и исследуемая сталь также не обладает устойчивостью к КР. Сталь 38Х5МСФА - высокопрочная, после закалки и отпуска имеет и а, = 1900-2000 В статье приведены результаты исследования мм микроструктуры, склонности к КР и хрупкому разрушению. Данные получены после закалки от 1000 С в воде и отпуска при температуре от 250 до 600 С в течение 4 часов.
Методика определения размеров кристаллитов и функции распределения кристаллитов по размерам при аппроксимации профиля рентгеновской дифракционной линии функцией Фойгта
Как правило, для определения размеров кристаллитов и внутренних микронапряжений II рода применяются методики, основанные на анализе экспериментальных профилей дифракционных линий с выявлением их истинного физического уширения /3 и установлением факторов раздельного влияния на это уширение дисперсности и микроискажений mi и п2 по экспериментальной величине /Vfr, если она удовлетворяет условию (2-11).
Однако экспериментальный профиль рентгеновской дифракционной линии в зависимости от фазового состава стали или сплава бывает весьма сложным, особенно если в стали содержится, например, остаточный аустенит, текстурированный относительно ферритной фазы так, что трудно бывает не только произвести разделение профилей их линий, но и элементарно трудно установить количественное соотношение фаз из-за наличия текстур. Это же касается и каких-то мелкодисперсных, нерентгеноярких фаз, преимущественное рассеяние от которых может совпадать с направлением рассеяния от основной фазы и искажать профиль ее дифракционной линии. Аналогично, наличие в стали, например, мартенсита с малым соотношением с/а, в этой связи рентгенографически похожего на соответствующую кубическую структуру, так же внесет искажения в профиль анализируемой рентгеновской линии. То же самое касается и мартенситнои структуры с остаточным аустенитом и т.д. Все это неизбежно приведет к тому, что условие (2-11) не будет выполняться и экспериментальное отношение /32/jSi для двух аналитических линий будет или много меньше отношения косинусов или много больше отношения тангенсов, что практически часто и наблюдается. В этом случае задача по определению внутренних микронапряжений и размеров кристаллитов кажется не решаемой. Тогда анализ размеров кристаллитов на уровне оценок может быть проведен с применением аппроксимации по Фойгту, полагая, что все уширение первой дифракционной линии обусловлено измельчением кристаллитов, но тогда такие данные не будут представлять никакой количественной ценности, а будут лишь качественно демонстрировать динамику хода процесса по изменению размеров кристаллитов, что тоже важно. Такую же качественную оценку по динамике изменения внутренних микронапряжений можно проводить, например, по формуле Секито [86]: МЛ fAa J = Ъ-Ь (2_19) dj„ UJ» 4A.tg9 где за ширину линий b и b0 деформированного и не деформированного образца приняты: (/ЗгіОгор истинная полуширина дифракционной линии нагретого (горячего) образца; (j32n)X(WI - истинная полуширина дифракционной линии того же образца, охлажденного после соответствующего нагрева; А - радиус камеры (в расчетах отсутствует, т.к. уширения взяты в радианах [87]). Тогда _Р ФгпЛор "УРгпЛол 4(tg92)rop
Из теории дифракции рентгеновских лучей следует, что искажения II рода определяются по размытости дифракционных линий [60, 87]. "Напряжения II рода - иначе кристаллитные, или микронапряжения, уравновешивающиеся в объемах, соответствующих размерам кристаллитов. Эти напряжения определяют только рентгеновским методом по размытию интерференционных линий на рентгенограмме" [87], т.е. степень "размытости" - это мера внутренних напряжений, возникающих в пределах каждого зерна. "Напряжения I рода или макронапряжения, уравновешивающиеся в объемах, соответствующих размерам изделия ... Они определяются рентгеновским методом (по смещению интерференционных линий на рентгенограмме)" [87]. "Остаточные напряжения I рода можно определить методом рентгенографии по изменению параметра кристаллической решетки" [60]. На основании закона Гука [60]: где Aa/a - относительное удлинение параметра кристаллической ячейки при растяжении.
Под кристаллитом понимаются некие отдельные, почти идеальной структуры блоки нанометрических размеров, так называемые области когерентного рассеяния (ОКР), из которых состоит зерно. Кристаллиты не развернуты относительно друг друга. Их границы хорошо согласованы (когерентны). Между зернами находятся неясно устроенные большеугловые границы, дефектные не только по структуре, но и составу. В каждом зерне строение блоков (кристаллитов) близко к мозаичному. Таким образом, мозаичный кристалл — это агрегат, состоящий из идеальных областей когерентного рассеяния. Интегральная интенсивность дифрагированного пучка от такого кристалла равна сумме интенсивностей, рассеиваемых от каждого блока Імоз= 1бл« Такое представление о строении кристалла является идеализированным. В реальном кристалле области когерентного рассеяния по разному ориентированы по отношению друг к другу, разделены несовершенными по структуре границами.связывающими ОКР, имеют разброс по дисперсности ОКР, по форме частиц, по химическому составу частиц, т.е. по коэффициенту ослабления. При этом условия когерентной дифракции нарушаются, и не только растет ширина дифракционного максимума, но и меняется его интегральная интенсивность. На этом факте основана методика измерения размеров кристалла, когда реальная интегральная интенсивность сравнивается с той, которая могла бы быть у мозаичного кристалла, если его интенсивность была бы уменьшена на некоторый поправочный коэффициент, эквивалентный увеличению коэффициента ослабления. Этот коэффициент называется коэффициентом первичной экстинкции.
В реальных кристаллах интегральная интенсивность дифракционной линии может быть выражена уравнением [58]: (2-21) th(nq) nq Ар моз где 1м03 — интенсивность идеально-мозаичного кристалла; th(nq)/nq -коэффициент первичной экстинкции; th(nq) - гиперболический тангенс; п -число параллельных отражающих атомных плоскостей в одном блоке; q -отражательная способность, отнесенная к одной атомной плоскости, определяемая по выражению [58, 61]:
Зависимость параметра и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток стали 12Х1МФ от температуры отжига
В экспериментах по исследованию структурных термических превращений котельных сталей 12Х1МФ, 10 и 0Х18Н10Т [92 - 94] получены зависимости средних линейных термических расширений кристаллических решеток от температуры, которые для сталей 12Х1МФ и стали 10 находятся в диапазоне справочных значений а, составляющих (10 - 20)-10"6, 1/град [1, 62, 95, 96]. Для стали 0Х18Н10Т при температуре 600 С наблюдаются отклонения от справочных данных при ое= 31-10 6, 1/град. Для всех исследованных сталей зависимости a=f(T) носят аномальный характер, заключающийся в нелинейности и немонотонности полученных кривых. Аномальные расширения кристаллических решеток наблюдаются для стали 0Х18Н10Т в диапазоне температур 200, 400 и 600 С (рис. 3.2), для стали 12Х1МФ - при температурах 420 и 635 С (рис. 3.5); для стали 10 в первом термоцикле при температурах 400, 550, 600 С (рис. 3.8), во втором термоцикле в диапазоне температур 500 -600 С (рис. 3.11), в третьем термоцикле при температуре 400С (рис.3.14).
Подобные кривые о=цТ) с аномальными расширениями кристаллических решеток при определенных температурах были обнаружены ранее для многих сверхчистых металлов и по своему виду названы X — аномальными кривыми термических деформаций [63].
В частности, аномальные термические расширения установлены, например, для никеля, для которого максимум пика термического скачка наблюдается при температуре 370 С при а = 26-10"6, 1/град, что также превосходит справочное значение при данной температуре ( Х;прав= 14,98-10"6, 1/град) [95]. Температура Кюри для никеля Тс, при которой происходит фазовый переход II рода (ферромагнитный никель переходит в парамагнитный), составляет Тс = 358 С. Температура Кюри здесь важна, так как аномальные скачки термических деформаций, как для никеля, так и для других чистых металлов часто наблюдаются вблизи точки Кюри и объясняются фазовым переходом II рода [63].
Аномальный скачок термических деформаций установлен и для другого ферромагнетика - кобальта - при температуре 1150 С, величина аномалии для которого тоже высока и составляет Да = 36-10"6, 1/град. Тс(Со) =1131 С, т.е. опять вблизи точки Кюри.
Третий ферромагнетик - железо. Работа по определению кривой a = f (Т) для железа была выполнена в 1955 году и аномалии термического расширения обнаружены не были, по-видимому, в связи с тем, что параметр элементарной ячейки не был измерен в температурных аномальных точках, установленных для сталей в [92 - 94], а измерялся через большие температурные интервалы конкретно при температурах 525 и 700 С. Однако район точки Кюри для железа, равной Тс = 770 С, обследовался подробно и было получено 8 значений параметра элементарной ячейки в окрестности точки Кюри, но и в точке Кюри, и вблизи нее аномальные скачки термических деформаций установлены не были.
Это первое свидетельство того, что магнитные переходы не обнаруживаются рентгенографически в виде аномалий термических линейных расширений параметра элементарной ячейки и наблюдаемые аномалии могут быть вызваны иными причинами.
Это противоречие в объяснении природы термических скачков развивалось и далее. Так, для диамагнитного висмута также установлены термические скачки при температуре 246 - 268 С, но аномалии объясняют уже наличием фазового перехода I рода, т.е. структурным превращением решетки, хотя исследованиями установлено, что ромбоэдрическая решетка висмута стабильна при этих температурах [63]. Другой ферромагнитный материал — гадолиний — имеет точку Кюри при температуре Тс = 10 С, но поведение материала вблизи этой температуры не исследовалось, измерения зависимости a=f(T) начаты с 26 С.
Аномалии термических расширений кристаллических решеток наблюдаются и у иридия, которые также не могут быть объяснены фазовыми переходами I рода, так как его ОЦК - решетка стабильно сохраняется вплоть до 1720 С. Аномалии коэффициентов линейных термических расширений обнаружены для урана, нептуния, плутония. Весьма примечательны сведения о европии, для которого коэффициенты линейных термических расширений при соответствующих температурах составляют: а(50С)=32,2-10"6, о(300С)=19,2-10 6, о(400 С)=2,1-10 6, 1/град, что также напоминает правую ветвь Х- аномальной кривой.
Примерно аналогичны данные по родию. Обнаружены отклонения от закона Грюнайзена для свинца, когда зависимость коэффициента линейного расширения не соответствует температурной зависимости теплоемкости.
Аномалии обнаружены для цинка при температурах 120 и 180 С, которые трактуют, как следствие фазового перехода II рода неизвестного происхождения [63].
Примечательно, что аномальные скачки термических деформаций во многих работах не обсуждаются [63]. О природе аномалий термических линейных расширений кристаллических решеток к настоящему времени можно сказать следующее: 1. Они всегда присутствуют при фазовых переходах I рода, которые доступны прямому наблюдению методом высокотемпературной рентгенографии. 2. Тогда, когда фазовые переходы I рода отсутствуют, их объясняют фазовыми переходами II рода (магнитными), базируясь на теории фазовых переходов Ландау. 3. По этому поводу в [97] отмечается, что магнитные превращения существенно отличаются от аллотропических. Типичным для аллотропического превращения является изменение кристаллической решетки. Магнитные превращения не сопровождаются изменением решетки. 4. Сведения о термических линейных расширениях кристаллических решеток не могут считаться исчерпывающими, а природа этого микроэффекта выясненной.
Что касается стали, то в [97] макродилатометрическими исследованиями образцов закаленной стали также установлено аномальное поведение - это уменьшение длины при 70-150 С, увеличение при 150 - 300 С и уменьшение при 300 - 400 С. Эти изменения в удлинении образца приписываются уже структурным превращениям, называемым первым, вторым и третьим, так называемая отпускная хрупкость. Первое и третье связываются с превращениями мартенсита при отпуске закаленной стали, второе с изменением состояния аустенита. Сведения о поведении кристаллических решеток отсутствуют.
Кроме того, при материаловедческих исследованиях конструкционных материалов ТВС и органов СУЗ быстрых реакторов установлена основная проблема низкотемпературного и высокотемпературного охрупчивания как нержавеющих сталей, так и сталей ферритно-мартенситного класса и сплавов [98]. В частности, для разных материалов называются определенные температурные точки или интервалы температур, в которых наблюдаются существенные изменения свойств. Так при Т=380 - 400 С - наблюдается низкотемпературное охрупчивание при заметном снижении пластичности. При Т=340 - 700 С - опасное снижение механических свойств, особенно в диапазоне 500 - 600 С. Наблюдалось заметное снижение пластичности и в диапазоне 400 - 600 С. Так, для сплава 0Х20Н45М4БРЦ уменьшение пластичности практически до нуля соответствует двум температурным интервалам, совпадающим с двумя областями максимального распухания оболочек твэлов: 400 - 420 С и 550 С. Полученные [98] температурные интервалы аномальных изменений свойств совпадают с аномалиями линейных термических расширений кристаллических решеток, установленными [92-94].
Экспериментальные результаты определения размеров зерен в образце стали 12Х1МФ с учетом эффекта первичной экстинкции
Таким образом внутризеренные и межзеренные трещины могут возникать при существенно разных температурах.
На подобное сложное влияние температуры на сопротивляемость разрушению тела и границ зерен указывает М.Г. Лозинский (1963 год): при температуре Ті (Ті Т2), как правило, менее прочными оказываются объемы тела зерен, внутри которых локализуются процессы деформации и разрушения. При нагреве выше Tj прочность материала определяется границами зерен, по которым развиваются микро- и макротрещины. При температуре Т2 прочность тела и границ зерен становится одинаковой [110].
Возвращаясь к слоистой модели структуры кристаллитов и тех температурных превращениях, которые происходят в стали из аустенита, можно дать следующее объяснение полученным результатам.
Обратимся вновь к рис.4.1 и отметим, что основные термические превращения в кристаллитах происходят в области первого термического X -аномального скачка термических линейных деформаций кристаллических решеток, а именно в диапазоне 225 — 517 С, и в то же время в диапазоне температур промежуточных превращений из аустенита, так называемых бейнитных превращений [точки "d" (200 С) и "е" (450 - 500 С) Чернова] [109]. При этом, в том же диапазоне температур, рис.4.3, происходит резкое увеличение размера кристаллитов (2006 А) с последующим его столь же резким измельчением до исходного значения. Это позволяет предположить, основываясь на модели слоистой структуры кристаллитов, что эти слои могут быть последовательно сформированы в той именно последовательности, в какой происходят аустенитные превращения: тело кристаллита — перлит, за которым следует прослойка сорбита, окруженная прослойкой троостита и верхнего бейнита. Верхний бейнит лежит внутри кристаллита. Формирование отдельного кристаллита заканчивается структурой нижнего бейнита, которая и является границей кристаллита и межкристаллитной границей.
Термический распад нижнего бейнита, как границы, эквивалентен растворению границы и приводит, с одной стороны, к постепенной релаксации внутренних напряжений от 410 МПа до нуля, с другой стороны, к слиянию кристаллитов за счет термических линейных деформаций кристаллических решеток в условиях отсутствия стесненности кристаллитов со стороны границ. Последствием слияния кристаллитов, в свою очередь, является рост внутренних напряжений, поскольку это слияние не является однородным в теле зерна; не все кристаллиты сливаются, это привело бы к их аномальному росту, что экспериментально не наблюдается. Изменение знака напряжений может быть объяснено только на основе анализа продуктов такого распада, соотношения удельных объемов образующихся фаз и их коэффициентов линейных термических расширений.
Когда в точке 420 С достигаются, с одной стороны, температурные условия, с другой стороны, необходимые деформации (600 МПа), осуществляется распад структур верхнего бейнита, которые при объединении кристаллитов оказались внутри новых блоков. Это приводит к их диспергированию до исходного уровня и падению напряжений (517 С). Процессы роста-диспергирования кристаллитов сопровождаются микротрещинообразованием.
Полагается, что за дальнейшие термические процессы в образце стали, примерно повторяющие изложенный механизм бейнитных превращений, отвечают: при температуре от 517 до 590 С с релаксацией напряжений при 575С и в диапазоне температур 590 - 635 С с релаксацией при 610 С трансформация трооститной структуры кристаллита, являющейся теперь, после распада верхнего бейнита, границей кристаллита. Два структурных перехода приписывается здесь трооститу потому, что, во-первых, все перлитные структуры могут быть зернистыми или пластинчатыми [107], во-вторых, не исключено их совместное присутствие, и ,наконец, очень близки температуры двух структурных превращений, что может говорить в пользу какой-то одной составляющей, например, троостита, но с несколько разными структурами, а, следовательно, и свойствами. И потом, мелкие кристаллики более термодинамически неустойчивы, чем более крупный сорбит, распад которого должен произойти при более высокой температуре.
Распад сорбита, по предположению, происходит в диапазоне температур 635 - 679 С с релаксацией внутренних напряжений при 650 С.
Так как зональные макронапряжения возникают в диапазоне предполагаемых структурных превращений сорбита, то можно также предположить, что межзеренные границы в данном образце стали 12Х1МФ сформированы мелкодисперсным скрытокристаллическим перлитом — сорбитом.
Следует отметить, что предлагаемое объяснение - всего лишь модель или предположение, но базирующееся на общепринятых представлениях о механизмах кристаллизации и термических структурных превращениях в стали, которое, в целом, не противоречит ни общепринятым представлениям, ни полученным экспериментальным фактам.
Качественный характер зависимостей внутренних микронапряжений от температуры отжига для стали 10 ( рис.4.6 — 4.10) не препятствует установлению температурных точек вязко-хрупких переходов, и выявлению эксплуатационно опасных температур с точки зрения возможного низко- и высокотемпературного охрупчивания. Так, в первом термоцикле испытаний установлены следующие точки максимальной пластичности : 350, 560, 625 С с упрочнением при температурах 400, 600, 650 С (рис.4.6). Высокие уровни зональных напряжений развиваются при температурах 200, 400, 550 С с максимумом при 550 С (рис. 4.7). Все эти же температуры соответствуют наблюдаемым в эксперименте аномалиям линейных термических расширений кристаллических решеток для стали 10 (рис.3.8). Если зональные напряжения рассчитывались по параметру элементарной ячейки, то независимый метод расчета размеров зерен с учетом явления первичной экстинкции дает те же температуры роста зерна: 200,400 и 550 С (рис.4.12), что является "решающим фактором, определяющим прочность железа и ферритосодержащей стали в условиях хрупкого разрушения ... Чем больше размер зерен феррита, тем ниже хрупкая прочность стали" [17]. Bo-втором термоцикле испытаний стали 10 точки максимальной пластичности соответствуют температурам 350,450, 575С с упрочнением при 400, 500, 600 С (рис.4.8). Максимальному зональному напряжению соответствует температура 500 С (рис.4.9). Наибольший рост зерна наблюдается при температуре 500 С и 700 С. На кривой линейных термических деформаций ярко выраженные аномалии соответствуют диапазону температур 500 - 700 С. Размер зерна стали 10 в третьем термоцикле не определялся из-за возникших текстур после аустенизации. Точки максимальной пластичности равны 365 и 675 С. Упрочнение наступает при 400 и 700 С (рис.4.10). Аномальные термические расширения явно просматриваются при 400 С (рис.3.14). Зональные напряжения (рис. 4.11) стабилизируются после аустенизации стали.
Из проведенного анализа следует, что температурные точки аномальных линейных термических расширений кристаллических решеток соответствуют температурным точкам перехода стали из вязкого в хрупкое состояние, предваряющим аномальные расширения, что связывается с перекристаллизацией структуры границ, и с увеличением зональных напряжений, вызванных теми же процессами перекристаллизации, последствием которой является неоднородный рост зерен и неоднородные внутренние напряжения. Таким образом, линейные термические деформации кристаллических решеток и внутренние напряжения являются функцией состояния структуры материала. За все свойства стали "отвечают" границы и их трансформация в процессе термических нагружений.
