Содержание к диссертации
Введение
1 Общие аспекты локализации пластического течения на макроскопическом уровне 10
1.1 Макроскопическая локализация пластической деформации 10
1.2 Автоволновая модель локализации деформации твердых тел 15
1.3 Влияние примесей внедрения на картины локализации пластической деформации 22
1.4 Влияние водорода на процесс пластической деформации и разрушения металлов 26
1.5 Роль новодороживания в технологических процессах и при эксплуатации конструкционных материалов 34
1.6 Постановка задачи 36
2 Материалы и методики исследований 38
2.1 Метод механических испытаний на растяжение 38
2.2 Метод оптической и цифровой спекл-фотографии для исследования локализации пластической деформации 38
2.3 Методика электролитического насыщения водородом металлических образцов 46
2.4 Материалы исследований 49
3 Макроскопическая локализация пластической деформации в низкоуглеродистой стали 55
3.1 Механические характеристики и микроструктура стали 08пс 55
3.2 Пространственно-временная неоднородность полей деформаций стали 08пс после горячей прокатки и в результате размотки и травления рулона 59
3.3 Влияние водорода на макроскопическую локализацию пластического течения стали 08пс 67
3.3 Влияние водорода на макроскопическую локализацию пластического течения стали Ст.1кп 75
4 Особенности формирования дефектной субструктуры горячекатаной низкоуглеродистой стали 79
4.1 Структура исходного состояния листового проката стали 08пс 79
4.2 Структура листового проката стали 08пс после горячей прокатки, размотки рулона и химического удаления окалины 86
4.3 Эволюция структуры и фазового состава стали 08пс в условиях электролитического наводороживания 98
4.4 Структура стали Ст.1кп после горячей прокатки и механического удаления окалины 106
4.5 Структура стали Ст.1кп в условиях электролитического насыщения водородом 108
5 Реализация результатов диссертационного исследования и направления их возможного Практического применения 114
Основные выводы 130
Список литературы
- Влияние примесей внедрения на картины локализации пластической деформации
- Метод оптической и цифровой спекл-фотографии для исследования локализации пластической деформации
- Пространственно-временная неоднородность полей деформаций стали 08пс после горячей прокатки и в результате размотки и травления рулона
- Эволюция структуры и фазового состава стали 08пс в условиях электролитического наводороживания
Введение к работе
Актуальность темы. К настоящему времени установлено фундаментальное положение, что пластическая деформация всегда развивается неоднородно и склонна к локализации не только на микроскопическом (дислокационном) уровне, но и на мезо- и макроуровнях. При использовании метода спекл-фотографии установлены главные закономерности процессов макроскопической локализации деформации твердых тел при нагружении. В большинстве случаев картины распределения зон локализации упорядочены в пространстве и во времени, а тип локализации определяется законом пластического течения. К настоящему времени предложена автоволновая модель формирования упорядоченных макромасштабных картин локализации в металлах (Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А.). Закономерности возникновения и развития очагов локализации пластической деформации, приводящих к потере устойчивости пластического течения и разрушению при холодной прокатке, использованы при разработке технологических режимов изготовления изделий сложной формы (Зуев Л.Б., Заводчиков С.Ю., Котрехов В.А.). В связи с этим актуальны исследования макролокализации деформации промышленных сплавов при прокатке. Это обусловило интерес к исследованиям деформационного поведения низкоуглеродистых сталей, поскольку их механические свойства и структура подробно изучены. Повышение надежности и увеличение сроков эксплуатации стальных изделий зависит от содержания вредных примесей. Одной из них является водород, попадающий в металл на всех этапах технологии изготовления и в процессе эксплуатации изделий, и снижающий технологические и служебные свойства (Гелъд П.В., Грдина Ю.В., Морозов А.Н., Потак Я.М., Гольцов В.А., Колачев Б.А., Шаповалов В.И. и др.). Для прямого экспериментального подтверждения автоволновой природы пластического течения актуальны исследования влияния водорода на макролокализацию пластической деформации горячекатаной низкоуглеродистой стали, водородное охрупчивание которой является серьезной практической проблемой. Усиленная водородом локализованная пластичность описана к настоящему времени на микроуровне в рамках теории дислокаций (Бирнбаум X, Софронис П., Гаврилюк ВТ., Ханнинен X, Ягодзин-ский Ю.Н.). Прогресс в изучении этого явления требует систематического анализа локализации пластической деформации, стимулированной водородом на различных масштабных уровнях, в частности, на уровне макролокализации пластического течения.
Цель настоящей работы состоит в проверке применимости автоволновой модели локализации пластического течения для описания деформационных процессов в горячекатаной низкоуглеродистой стали, в том числе при электролитическом наводороживании.
Для достижения цели необходимо решить следующие частные задачи:
1. Исследовать пространственно-временные распределения и закономерности эволюции компонент тензора пластической дисторсии при растяжении образцов из горячекатаной низкоуглеродистой стали 08пс и катанки
стали СтЛкп, используя автоматизированные системы анализа спекл-фотографий и цифровых спекл-изображений.
2. Исследовать тонкую структуру горячекатаных сталей 08пс и СтЛкп в
исходном состоянии после горячей прокатки, удаления окалины и электроли
тического насыщения водородом с использованием методов просвечиваю
щей электронной микроскопии.
3. Определить влияние водорода на параметры пространственно-
временных распределений компонент тензора дисторсии при растяжении об
разцов из горячекатаных полос стали 08пс и катанки стали СтЛкп.
4. Сопоставить закономерности макролокализации пластического тече
ния на разных стадиях деформационного упрочнения в стали 08пс после кис
лотного травления и электролитического насыщения водородом.
Научная новизна результатов состоит в том, что:
- исследованы картины макроскопической локализации деформации при
растяжения образцов сталей 08пс и СтЛкп и методом двухэкспозиционной
спекл-фотографии и цифровых спекл-изображений определены основные ти
пы и параметры локализации;
подтвержден автоволновой характер локализации деформации при растяжении образцов из горячекатаных полос стали 08пс. Установлено, что скорости очагов локализации деформации на линейных стадиях упрочнения (при условии а~є) образцов из стали 08пс удовлетворяют зависимости Vaw~(Q)л, где Q=da/d& - коэффициент деформационного упрочнения, полученной ранее для металлических ГЦК, ОЦК и ГПУ моно- и поликристаллов;
установлено влияние водорода на состояние дефектной субструктуры ос-железа и карбидной фазы и параметры локализации пластической деформации сталей 08пс и Ст. 1кп.
Научная ценность работы состоит в том, что с учетом новых данных по влиянию водорода на локализацию пластического течения сталей 08пс и СтЛкп автоволновой характер деформации приобретает универсальный смысл. Полученные данные показали, что очаги локализованной деформации, формирующиеся при растяжении электролитически насыщенных водородом образцов, и полосы деформации в виде «изломов», наблюдающиеся после размотки и кислотного травления горячекатаных полос стали 08пс, являются проявлением локализации пластической деформации на макроскопическом уровне. Расстояния между полосами-«изломами» близки к пространственному периоду автоволн локализованной деформации. Влияние водорода на предел текучести и усиление локализации деформации в результате кислотного травления для удаления окалины необходимо учитывать при оптимизации деформационных и термических режимов горячей прокатки для получения бездефектной поверхности листов низкоуглеродистой стали.
Практическая значимость работы. Применение методики, позволяющей по значениям предела прочности и времени электролитического насыщения оценить критическую концентрацию диффузионно-подвижного водорода, показало, что снижение прочности низкоуглеродистой стали пропорци-
онально времени насыщения водородом. Это позволило найти параметр, характеризующий склонность пластичной стали к водородной хрупкости.
Данные о влиянии водорода на развитие пластической деформации низкоуглеродистых сталей использованы на металлургических предприятиях при оптимизации технологии охлаждения заготовок для дегазации для повышения пластичности.
Экспериментальная методика электролитического насыщения металлических образцов внедрена в учебный процесс Национального исследовательского Томского государственного университета и используется студентами физико-технического факультета при изучении курсов «Основы физики прочности», «Экспериментальная механика» и «Материаловедение».
На защиту выносятся следующие положения:
-
Общие закономерности и особенности макроскопической локализации пластического течения на разных стадиях деформационного упрочнения при растяжении образцов листовой горячекатаной стали 08пс.
-
Экспериментально обнаруженное проявление макроскопической локализации в виде очагов локализованной деформации при растяжении электролитически насыщенных водородом образцов в лабораторных условиях, и в виде «изломов», наблюдающиеся после размотки и кислотного травления горячекатаных полос стали 08пс.
-
Особенности влияния водорода на процесс пластического течения при растяжении сталей 08пс и Ст.ікп, предварительно насыщенных водородом электролитическом методом. Водород усиливает локализацию пластической деформации и изменяет количественные параметры картин локализации пластической деформации (длину и скорость автоволн локализации пластической деформации), и количественные характеристики субструктуры.
Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается комплексным использованием апробированных методов и методик экспериментальных исследований для решения поставленных задач; применением статистических методов обработки экспериментальных результатов; согласованием полученных в работе результатов с данными других авторов; справками об использовании результатов работы.
Апробация работы. Результаты диссертационной работы представлены на следующих научных конференциях и семинарах: 53, 54 Международных научных конференциях «Актуальные проблемы прочности», (Витебск, Беларусь, Екатеринбург, 2012, 2013); VII Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2012); Международном симпозиуме «Физика кристаллов 2013» (Москва, 2013); Международном семинаре «Development of advanced materials and processing technology for energy saving applications» (Томск, 2013); 12 Международном семинаре «Структурные основы модифицирования материалов» (Обнинск, 2013); II Международной конференции «Влияние высокоэнергетических воздействий на структуру и свойства конструкционных материалов» (Новокузнецк, 2013); II Всероссийской конференции «Высокие технологии в современной науке и технике» (Томск, 2013); Всероссийской научно-практической конференции
«Металлургия: технологии, управление, инновации, качество» (Новокузнецк, 2013), VI Международной школе с элементами научной школы для молодежи «Физическое материаловедение» (Тольятти, 2013); VII Всероссийской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2013).
Работа выполнена в соответствии с планами НИР ФГБОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» и ФГБОУ ВПО «Национальный исследовательский Томский государственный университет» в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы (ГК№ 14.740.11.0037).
Публикации. Результаты диссертационной работы опубликованы в 18-ти печатных работах, в том числе, в 5-й статьях в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК РФ.
Личный вклад автора состоит в участии в постановке задач исследования, планировании и выполнении экспериментов, в анализе результатов экспериментальных исследований, написании статей по теме диссертации. Все результаты, представленные в диссертации, получены либо самим автором, либо при его непосредственном участии.
Соответствие диссертации паспорту специальности. Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует п.1 «Теоретическое и экспериментальное изучение физической природы свойств металлов и их сплавов, неорганических и органических соединений, диэлектриков и в том числе материалов световодов как в твердом, так и в аморфном состоянии в зависимости от их химического, изотопного состава, температуры и давления» паспорта специальности 01.04.07 - физика конденсированного состояния (технические науки).
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа включает в себя введение, 5 глав, основные выводы, приложения, написана на 162 страницах, содержит 60 рисунков, 15 таблиц, 3 приложения, список литературы состоит из 245 наименований.
Влияние примесей внедрения на картины локализации пластической деформации
Управление прочностными и пластическими свойствами современных конструкционных материалов, разработка теории оптимального легирования таких сплавов азотом и углеродом невозможна без выяснения механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и особенностей пластической деформации. Не менее важным обстоятельством является тот факт, что легирование атомами внедрения кристаллов ГЦК сплавов на основе Fe приводит к локализации пластической деформации на микро- и макроскопическом масштабном уровне [6, 91-97]. Введение в аустенит-ную матрицу с низкой энергией дефекта упаковки (ЭДУ) атомов внедрения приводит к значительному увеличению предела текучести и коэффициента деформационного упрочнения [92-93], а деформация в таких материалах может осуществляться как скольжением расщепленных дислокаций, так и двойникованием [30]. Управлять величиной ЭДУ в ГЦК сплавах на основе Fe можно не только за счет легирования атомами внедрения или замещения, но также за счет увеличения уровня деформирующих напряжений и выбора ориентации кристаллов. Несмотря на подобие в упрочняющем действии атомов внедрения (азота и углерода), близкие атомные размеры N и C, влияние атомов внедрения на ЭДУ оказывается принципиально отличным: легирование азотом снижает ЭДУ, тогда как добавки углерода в ГЦК решетку, наоборот, повышают ЭДУ. Следует также отметить, что N и C характеризуются разной подвижностью атомов вследствие различия коэффициентов диффузии и энергии активации диффузии. Отсюда, возникает вопрос, являются ли закономерности твердорастворного упрочнения и локализации деформации, полученные на монокристаллах ГЦК сплавов на основе Fe, легированных азотом, спецификой только атомов азота или эти особенности оказываются общими для высокопрочных состояний и не зависят от типа атомов внедрения - азот или углерод.
В [6, 91, 94-97] исследовалось влияние примесей внедрения (азота и углерода) на механические свойства и макроскопическую локализацию пластической деформации при растяжении образцов, изготовленных из монокристаллических слитков аустенитной хромоникелевой (Fe-18%Cr-12%Ni-2%Мо) и высокомарганцовистой (Fe-12%Mn) сталей. Для исследования твердорастворного упрочнения и взаимосвязи параметров деформационных кривых с характеристиками распределений локальных деформаций монокристаллы хромоникелевого аустенита дополнительно насыщались азотом, а высокомарганцовистого аустенита - углеродом.
Сравнивая полученные данные о деформационном поведении монокристаллов хромоникелевого аустенита дополнительно легированных атомами азота (0,35; 0,5 и 0,6 мас.%) можно прийти к следующим выводам [6, 91, 94]. При Т=300 К кристаллы хромоникелевого аустенита, ориентированные вдоль направления [001] имеют более высокие значения предела текучести и коэффициентов деформационного упрочнения по сравнению с ориентиро-ванными вдоль направления [111] - монокристаллами при одинаковых концентрациях азота. Физическая причина ориентационной зависимости в этих сталях связана с достижением высокого уровня деформирующих напряжений за счет твердорастворного упрочнения ГЦК-кристаллов с низкой ЭДУ и обсуждена в [92, 93]. Легирование азотом приводит к значительному увеличению предела прочности: в 2,5 раза в [001] кристаллах и в 1,2 раза в [111] кристаллах относительно кристаллов без азота.
Легирование атомами внедрения кристаллов ГЦК сплавов на основе Fe приводит к макроскопической локализации пластической деформации. Экспериментальные исследования процессов пластического течения на макро-масштабном уровне, выполненные на монокристаллах аустенитной высокоазотистой стали, показали, что помимо распространения полосы Людерса на стадии легкого скольжения за счет преимущественного развития пластиче 24 ской деформации в одной системе скольжения в [111] кристаллах с 0,35% N, с самых начальных этапов деформация протекает неоднородно, т.е. сосредоточена в зонах локализованной деформации, подвижных или неподвижных в разные моменты времени. Анализ картин локализованной пластической деформации показал, что на стадиях линейного и параболического упрочнения в [001] кристаллах повышение концентрации азота слабо влияет на соответствующий тип локализованной деформации. Тоже самое можно сказать применительно к стадиям линейного упрочнения в [111] кристаллах.
Скорости перемещения зон локализации деформации для всех исследованных кристаллов хромоникелевого аустенита имели одинаковый порядок независимо от содержания азота и ориентации образцов и были на порядок выше скорости подвижного захвата нагружающего устройства. Однако было установлено, что увеличение концентрации азота приводит к уменьшению скорости перемещения зон локализованной пластичности на стадиях линейного деформационного упрочнения. Пространственный период распределений локальных деформаций не меняется ни при переходе от одной стадии деформации к другой, ни при изменении общего вида кривой деформации вследствие изменения содержания азота, а определяется ориентацией оси растяжения, благоприятной для скольжения (в ориентации [001] расстояние между зонами локализации 4 мм, в ориентации [111] —7 мм). В случае деформации двойникованием в кристаллах с содержанием 0,6% N расстояние между зонами локализации оказалось меньше и составило 4,5 мм.
Метод оптической и цифровой спекл-фотографии для исследования локализации пластической деформации
Для удобства анализа картины распределений локализованной деформации можно с помощью графических программ представлять в разных видах: в виде полутоновой картины, на которой каждой градации тона соответствует определенный уровень измеряемой величины. Для построения таких картин использовалась программа Surfer 7.0.
Для получения количественных данных анализировали графики распределений локальных деформаций (2.4) вдоль оси растяжения, которые необходимы для точного определения параметров локализации деформации. Последовательность положений X, соответствующих максимумам локальных деформаций Єхх, аппроксимируется прямой, по тангенсу угла наклона которой определяется усредненная скорость движения очага локализации деформации по образцу. Из зависимостей Х(і) определяются скорость Vaw и длина
Я, а также временной Т период соответствующих автоволновых процессов. Эти величины служат информативным дополнением к обычным механическим характеристикам материала [6]. Из зависимостей координат очагов X{t), наложенных на диаграмму пластической деформации, получаются количественные данные о кинетике локализации пластического течения на всех стадиях процесса.
Применение комплекса ALMECv для цифровой регистрации спекл-изображения позволило повысить быстродействие прибора, обеспечить возможность регистрации процессов формоизменения и разрушения в реальном времени, а также повысить пространственное разрешение при исследовании неоднородности фронтов деформации. В этом случае с целью отображения зон локализации деформации поверхности исследуемый образец освещают когерентным светом, оцифровывают и запоминают последовательность его видеоизображений. При этом для точки оцифрованного изображения формируется выборка из N отсчетов, содержащая зависимость уровня освещенности от времени, затем для каждой выборки производится вычисление дисперсии и математического ожидания, соотношение которых в свою очередь используют для отображения зон локализации деформации поверхности. В качестве источника света использован полупроводниковый лазер мощностью 15 мВт с длиной волны излучения 635 нм. Для регистрации изображения применяли цифровую камеру PixeLink PL-B781 (6 MPix).
Освещение образца когерентным светом приводит как и в методе оптической спеклфотографии к образованию на поверхности образца спекл-структуры. Изображения от освещаемой таким образом деформируемой поверхности регистрируется камерой, которая совместно с устройством видеоввода, установленном в компьютере, производит их оцифровку с частотой 1/t. Эти кадры размещаются (запоминаются) в памяти компьютера совместно с кодом времени их регистрации. Спекл-структуры видеоизображений детерминируются поверхностным микрорельефом и являются, таким образом, наведенными маркерами, эволюционирующими совместно с поверхностью в процессе ее деформации, а их эволюция в видеокадрах, формируемых при идентичном освещении, напрямую связана с деформацией. Для вычисления скоростей перемещения каждой точек поверхности (изображения), формируется выборка из N последовательных отсчетов интенсивности освещения, а затем рассчитывается отношение среднеквадратичной дисперсии к квадрату математического ожидания. Это отношение пропорционально скорости перемещения поверхности в данной точке на интервале времени равном Т = Nt . Размер этой выборки можно варьировать от 2 до 128, что позволяет регулировать временное разрешение в ходе расчета. Уменьшение размера выборки улучшает временное разрешение, но снижает соотношение сигнал/шум. В предельном случае для N=2 данный метод аналогичен методу разности кадров, описанному в [175-178]. Полученный набор данных может быть визуализирован в виде полутоновой картины, на которой более яркие области соответствуют областям с повышенными скоростями движения поверхности, а значит и повышенным деформациям (рисунок 2.2) .
Таким образом, в настоящей работе проверена возможность использования метода оптической и цифровой спекл-фотографии для анализа неоднородной деформации при растяжении образцов сталей 08пс и Ст.1кп.
Для оценки значений скоростей перемещения зон локализации деформации в образцах стали 08пс и Ст.1кп предложена следующая методика. На картинах локализации деформации наиболее темным участкам соответствуют зоны образца, наименее всего подвергшиеся деформации (рисунок 2.2), тогда как наиболее светлым участкам соответствуют места наибольших деформаций. Проведем несколько контрольных линий, соответствующих центральной линии образца вдоль оси растяжения и на расстоянии 1 мм выше и ниже центральной линии, на которых будем фиксировать положение фронтов локализации деформации. Далее определяем координаты Х пересечения фронтов локализации с контрольными линиями вдоль оси растяжения и фиксируем их для разных моментов времени деформации t. Данные зависимости представлены на рисунке 2.3.
Пространственно-временная неоднородность полей деформаций стали 08пс после горячей прокатки и в результате размотки и травления рулона
Основным механизмом пластической деформации горячекатаной стали 08пс в условиях растяжения при комнатной температуре является дислокационное скольжение [30]. В связи с этим, основное внимание в настоящей главе уделено качественному и количественному анализу дислокационной субструктуры. Сталь исследовалась в следующих состояниях: после горячей прокатки до толщины 3 мм с окалиной (состояние 1); после размотки горячекатаного рулона и кислотного травления для удаления окалины перед холодной прокаткой (состояние 2); в результате лабораторного электролитического насыщения водородом образцов после горячей прокатки (состояние 3). Исследования фазового состава и дефектной субструктуры образцов стали осуществляли методами дифракционной электронной микроскопии.
На стадии термомеханической обработки после горячей прокатки (с температурой конца прокатки 860С и температурй смотки в рулон 670 С) в полосах проката стали 08пс формируется многофазная (-фаза, твердый раствор на основе ОЦК железа и цементит) поликристаллическая структура, характерное электронно-микроскопическое изображение которой представлено на рисунке 4.1.
Зерна стали фрагментированы, т.е. разделены малоугловыми границами на области неравноосной и квазиравноосной формы (рисунок 4.2).
Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 08пс в исходном состоянии 1 после горячей прокатки. Стрелками указаны из-гибные экстинкционные контуры
Азимутальную составляющую угла полной разориентации фрагментов определяли по относительному уширению рефлексов на микроэлектроно-грамме [220]. Выполненные таким образом исследования показали, что 2,8 град. Фрагментированная структура, формирующаяся в стали 08пс в состоянии 1 после горячей прокатки; а – неравноосные фрагменты; б – квазиравноосные фрагменты Относительная площадь зерна, занятая неравноосными и квазиравноосными фрагментами, составляет 0,72 и 0,08, соответственно (остальное (0,20), зерна, не содержащие фрагментов). Средние поперечные размеры фрагментов квазиравноосной формы - 1,57 мкм, неравноосной формы (0,603±0,31) мкм (рисунок 4.3). 6040200 0,1 0,3 0,5 0,7 0,9 Н, мкм 1,1 1,3 1,5 Рисунок 4.3 – Гистограмма поперечных размеров неравноосных фрагментов. Сталь 08пс, состояние 1 после горячей прокатки Из анализа представленной на рисунке 4.3 гистограммы поперечных размеров неравноосных фрагментов следует, что формирующаяся в стали фрагментированная структура весьма неоднородна по размерам: поперечные размеры фрагментов изменяются в пределах от 0,3 до 1,5 мкм. В объеме фрагментов, а также в объеме зерна, не содержащего малоугловых границ, присутствует дислокационная субструктура сетчатого типа (0,56 объема зерна) и хаотически распределенные дислокации (0,44 объема зерна). Скалярная плотность дислокаций, усредненная по всем типам субструктуры, 2,41010 см-2. Характерное изображение дислокационной субструктуры, формирующейся в стали 08пс в результате термомеханической обработки, приведено на рисунке 4.4. В отдельных случаях в объеме фрагментов выявляются оборванные субграницы, указывающие на незавершенность процесса фрагментации зерна (рисунок 4.4, оборванная субграница указана стрелками).
Электронно-микроскопическое изображение дислокационной субструктуры стали 08пс в состоянии 1 после горячей прокатки. Стрелками указана оборванная субграница. На электронно-микроскопических изображениях структуры стали присутствуют изгибные экстинкционные контуры, указанные, например, на рисунке 4.1 стрелками. Статистический анализ изгибных экстинкционных контуров показал, что их средний поперечный размер составляет 190 нм, а плотность контуров (число контуров на единице площади изображения фольги) -1,3-105 мм"2. В обобщенном виде рассмотренные выше параметры структуры листового проката стали 08пс представлены в таблице 4.1.
Наличие изгибных контуров экстинкции указывает на изгиб-кручение кристаллической решетки -Fe, что в свою очередь свидетельствует о внутренних полях напряжений, формирующихся в стали в процессе термомеханической обработки [198-200, 220]. Изгиб-кручение кристаллической решет 83 ки материала может быть создано полями напряжений, накопленными из-за несовместности деформации на границах соседних зерен поликристалла или на границах пластичного материала с жесткими недеформируемыми включениями, в качестве кторых в исследованных сталях могут рассматриваться частицы цементита. Источники полей напряжений могут формироваться при неоднородной деформации материала, содержащего стыки и границы зерен поликристаллов, дисперсные недеформируемые частицы, в некоторых случаях – трещины [221, 222]. Кроме этого, внутренние поля напряжений создаются дислокационными зарядами, т.е. избыточной плотностью дислокаций, локализованной в некотором объеме материала [223]. Выполненные в работах [201-203] экспериментальные исследования позволили заключить, что поперечные размеры контуров обратно пропорциональны кривизне-кручению кристаллической решетки (амплитуде внутренних полей напряжений). Последнее позволяет провести сравнительный экспресс-анализ источников полей напряжений в исследуемом материале и выявить потенциально опасные места и структурные элементы, способные инициировать при нагружении стали процесс ее разрушения.
Таким образом, морфология изгибных экстинкционных контуров характеризует градиент изгиба-кручения кристаллической решетки материала, величина поперечного размера контуров – степень изгиба-кручения кристаллической решетки и амплитуду внутренних полей напряжений [199, 200]. Анализируя изменение поперечных размеров контура вдоль его длины, можно выявить источники полей напряжений (концентраторы напряжений), оценить их относительную амплитуду, а также выполнить анализ градиента поля напряжений данного объема материала. Пример такого анализа изгибных экс-тинкционных контуров приведен на рисунках 4.5 и 4.6.
Эволюция структуры и фазового состава стали 08пс в условиях электролитического наводороживания
Несмотря на то, что известно отрицательное влияние водорода на пластические свойства “мягких” сталей, основное внимание исследований обращают на водородное охрупчивание в связи с производством высокопрочных легированных сталей [242].
В [243] показано, что освоение процесса термомеханического упрочнения высокопрочного арматурного проката выявило влияние водорода на пластичность проката, изготовленного из низколегированных сталей типа 20ГС, 20ГС2 и 25Г2С.
Поскольку производство арматурных сталей массового назначения качественно отличается от производства высококачественных легированных сталей, применение традиционных металлургических методов таких как вакуум-плавка или вакуумирование в ковше не представляется рентабельным. В связи с этим применяются технические решения по удалению водорода из твердого металла.
Так на Череповецком металлургическом комбинате при производстве высокопрочного горячекатаного арматурного проката дегазация производится путем выдержки заготовок при температуре выше 400 C [244]. Другое решение предусматривает производить дегазацию при температуре 900 1000 C в течение 3 6 часов.
На ОАО «ЕВРАЗ Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат» апробирована технология регламентированного охлаждения заго 123 товок, предназначенных для производства высокопрочного арматурного проката [243] заключающаяся в применении медленного охлаждения (0,005 0,006 C/с) в интервале температур 850 - 600 C.
Ряд решений таких, как [244] предлагают пассивную форму борьбы с водородной хрупкостью, заключающуюся в вылеживании готового проката до достижения им требуемых механических свойств.
При освоении производства двухстадийно охлажденной катанки на ПС 150-1 водородное охрупчивание проявилось при прокатке катанки из сталей марок Ст.3пс по ГОСТ 30136 и Св-08Г2С по ТУ 346. В результате охрупчи-вания для стали Ст.3пс периодически, а для Св-08Г2С постоянно наблюдается снижение относительного сужения шейки ниже требований нормативной документации. После искусственного старения или после вылеживания пластичность катанки возрастала до требуемого уровня [242].
В [242] высказано предположение, что водород из стали полностью не удаляется, а, скапливаясь в коллекторах, остается там. В этих случаях металл после вылеживания выдерживает стандартные испытания, но может разрушиться при статических нагрузках, особенно в зонах со значительным градиентом температур. Водородное охрупчивание проявляется не только при производстве напрягаемого арматурного проката. При испытаниях на изгиб металла диаметром 25 мм и выше с гарантированным уровнем предела текучести не менее 500 Н/мм2 возможны случаи образования поперечных трещин и даже разрушения образцов. После вылеживания или искусственного старения металл успешно проходит сдаточные испытания. Разницы в структуре металла, выдержавшего и не выдержавшего испытания с первого предъявления не обнаружено [242]. Вышесказанное позволяет сделать предположение о водородной природе снижения пластических свойств проката.
На ОАО «ЕВРАЗ Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат» наблюдалось снижение относительного сужения шейки ниже требований нормативной документации при прокатке катанки из сталей обыкновенного качества. В связи с этим, с получения данных о водородной по 124 вреждаемости для низкоуглеродистых пластичных сталей, в настоящей работе были выполнены исследования по влиянию водорода на свойства катанки стали Ст.1кп.
На современном этапе развития прокатного производства одной из основных задач при производстве катанки является получение более высокого уровня регламентированных механических свойств.
Механические испытания образцов стали Ст1кп. на растяжение проводили на универсальной испытательной машине Walter + Bai AG LFM-125 со скоростью подвижного захвата 0,2 мм/мин.
Электролитическое насыщение водородом предварительно отполированных образцов стали Ст.1кп в течении 8, 14, 20, 24 часов (состояние 2) осуществляли в термостатической трехэлектродной электрохимической ячейке с графитовым анодом при постоянном контролируемом катодном потенциале U = -670 мВ, задаваемом относительно хлорсеребряного электрода сравнения, в 1N растворе серной кислоты с добавлением 20 мг/л тио-мочевины при температуре 323 К с предварительной продувкой азотом. Затем после наводороживания образцов стали Ст.1кп проводили отжиг при Т=225 0С в течение 2 часов с целью дегазации водорода (состояние 3), поскольку электролитическое насыщение водородом в течение 24 часов привело к образованию микротрещин в образцах стали Ст1кп (состояние 2) до механических испытаний на растяжение (рисунок 4.26) .
Кривые пластического течения образцов стали Ст.1кп и механические характеристики (предел прочности В и относительное удлинение до разрыва ) исследованных образцов в состояниях 1, 2 и 3 приведены на рисунке 5.5 и в таблице 5.2, из которых видно резкое снижение характеристик прочности и пластичности. Снижение пластичности при растяжении стали в присутствии водорода согласуется с данными [245], полученными на образцах стали ВСт.3сп, насыщенных электролитическим способом в 5% растворе серной кислоты с добавкой 0,05% тиосульфата натрия в течение 8-13 часов при постоянной плотности тока 4 мА/см2.