Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Формирование градиентных структурно- фазовых состояний в сталях в процессе производства 10
1.1. Современные проблемы и тенденции производства сортового
проката 10
1.1.1. Неоднородность металла непрерывнолитой заготовки П
1.1.2. Влияние технологии производства на качество и свойства сортового проката 12
1.1.3. Способы упрочнения стержневой арматуры 14
1.1.4. Влияние примесей в сталях на физико-механические свойства проката 17
1.2. Формирование градиентных структурно-фазовых состояний 18
1.2.1. Общие закономерности 18
1.2.2. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в толстых сварных швах 22
1.2.3. Формирование и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в арматуре при термоупрочнении 24
1.3. Структурные уровни пластической деформации 29
1.4. Моделирование процессов изменения структуры и механических свойств сталей 32
1.5. Выводы из литературного обзора 34
ГЛАВА 2. Материалы и методики исследования 36
2.1 Материал исследования 36
2.2 Методики металлографических исследований 41
2.3 Методики исследования с использованием просвечивающей дифракционной электронной микроскопии 43
2.4 Методики исследования механических свойств 47
ГЛАВА 3. Мезоуровни структурно-фазового состояния термоупрочненной арматуры 50
3.1. Механические свойства арматурного прутка, термоупрочненного с горячего проката 50
3.2. Профиль микротвердости арматуры разного диаметра..., 52
3.3. Структурно-масштабные уровни арматурного прутка -анализ травленого шлифа 55
3.3.1. Макроуровень-кольца различной травимости 55
3.3.2. Мезоуровень (уровень зеренного ансамбля) 58
3.3.3. Микроуровень (внутризеренная структура стали) 62
3.4. Фрактография поверхности разрушения стали 64
Выводы по главе 68
ГЛАВА 4. Микро- и мезоуровни структурно-фазового состояния термоупрочненной . арматуры 70
4.1. Макроуровень - градиент фазового состава термоупрочненной стали
4.2. Мезоуровень - изгиб-кручение кристаллической решетки феррита, дальнодействугощие поля напряжений 82
4.3. Мезоуровень - подуровень дислокационного ансамбля 88
4.4. Закономерности и корреляции формирования структурно-фазового состояния арматуры при термоупрочнении 99
Выводы по главе ' 105
Общие выводы 107
Литература
- Неоднородность металла непрерывнолитой заготовки
- Методики металлографических исследований
- Структурно-масштабные уровни арматурного прутка -анализ травленого шлифа
- Мезоуровень - изгиб-кручение кристаллической решетки феррита, дальнодействугощие поля напряжений
Введение к работе
Актуальность
Уровень прочности строительной арматуры, как и других видов прокатной продукции, повышают за счет увеличения содержания легирующих элементов в стали или различных усложнений технологии производства. На практике приняты три основных способа упрочнения арматуры: легирование, деформация в холодном состоянии и термическое (термомеханическое) упрочнение. Общепризнанно, что наиболее эффективным из них является термическое упрочнение, позволяющее, при минимальном легировании стали, повысить временное сопротивление (до 1000 МПа и более), снизить порог хладноломкости и чувствитель-. ность к концентраторам напряжений, повысить конструктивную прочность и на-дежность изделий. Альтернативы способу термического упрочнения арматуры для армирования железобетона в настоящее время нет - любое другое решение требует значительного увеличения расхода легирующих элементов или других материальных ресурсов. Однако технологический процесс термоупрочнения арматуры является сложным из-за влияния многих факторов (скорость прокатки, марка стали, диаметр и температура арматуры, технологическая схема упрочнения и т.п.). Для целенаправленного управления им необходимо знание количественных закономерностей структурно-фазовых превращений в процессе термоупрочнения для каждой марки стали, диаметра заготовки и технологических параметров процесса. Анализ процесса термомеханической обработки стали проводится без учета структурных и масштабных уровней деформации, что не позволяет сформировать целостную физическую картину преобразований в дефектной подсистеме материалов. Все вышеизложенное подчеркивает актуальность и своевременность настоящей работы.
Цель работы: выявление закономерностей и механизмов эволюции механических свойств, фазового состава и дефектной субструктуры углеродистой стали марки СтЗпс на различных масштабных уровнях для повышения эффективности технологии упрочнения арматуры различного диаметра в линии прокатного стана по режиму прерванной закалки.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
1. Исследование механических свойств арматуры различного диаметра (12, 20, 25 мм), термоупрочненной посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана, путем испытаний на одноосное растяжение и построения профиля микротвердости.
-
Выявление возможных механизмов разрушения арматурных стержней различного диаметра путем изучения фрактографии поверхности разрушения.
-
Исследование на различных структурно-масштабных уровнях фазового состава и дефектной субструктуры арматуры различного диаметра, термоупрочнен-ной посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана.
-
Выявление градиентов структурно-фазовых состояний, дислокационных субструктур и механических характеристик, формирующихся в результате тёрмоуп-рочнения арматуры различного диаметра.
-
Установление закономерностей и корреляций изменения параметров, характеризующих состояние фазового состава и дефектной субструктуры стали, на различных масштабных уровнях в термоупрочненной арматуре разного диаметра.
Научная новизна работы заключается в следующем:
-
Впервые на различных структурных и масштабных уровнях проведены комплексные исследования с использованием методо» и методик современного физического материаловедения фазового состава, дефектной субструктуры, поверхности разрушения арматурных стержней различного диаметра, термоупроч-ненных посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана.
-
Выявлен градиентный характер изменения фазового состава и дефектной субструктуры термоупрочненной арматуры.
-
На различных структурных и масштабных уровнях впервые установлены закономерности эволюции дефектной субструктуры и фазового состава стали марки СтЗпс в зависимости от диаметра термоупрочненной арматуры.
Полученные в работе результаты могут быть использованы для развития теории фазового превращения в металлах и сплавах, в том числе и сталях, а также теории термического и термомеханического упрочнения материалов. Основные положения, сформулированные в диссертации, могут представлять интерес как учебный материал и использоваться при подготовке специальных курсов лекций по физике конденсированного состояния и физическому материаловедению.
Практическая значимость. Обеспечивая повышение служебных характеристик, применение метода прерванной закалки арматуры диаметром 12, 20, 25 мм позволяет в максимальной степени использовать, во-первых, структурно-фааовые ресурсы экономнолегированных углеродистых сталей, во-вторых, дорогостоящие легирующие элементы, в-третьих, тепловые возможности прокатного стана и, наконец, в-четвертых, исключить дополнительные технологические операции.
Личный вклад автора состоит в постановке задач исследования, в получении данных оптических, электронно-микроскопических и других исследований, в обработке полученных результатов, формулировании выводов.
Положения, выносимые на защиту
-
Объем экспериментальных результатов, полученных при исследовании механических свойств, фазового состава и дислокационной субструктуры термо-упрочненной арматуры из стали марки СтЗпс, на макро, мезо- и микроуровнях.
-
Влияние диаметра арматуры на механические свойства, фазовый состав и дефектную субструктуру термоупрочненной арматуры.
-
Экспериментально выявленные градиенты микротвердости, фазового состава и дефектной субструктуры стали марки СтЗпс, термоупрочненной посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана.
-
Установленные на основе экспериментальных исследований закономерности и корреляции формирования структурно-фазовых состояний арматуры из стали марки СтЗпс при термоупрочнении.
Достоверность полученных результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, большим объемом экспериментальных данных и сопоставлением полученных результатов с результатами других авторов.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных конференциях, совещаниях и семинарах: XLIH Международной конференции "Актуальные проблемы прочности", Витебск. 2004.; XV Петербургских чтениях по проблемам прочности Санкт-Петербург 2005.; XIII Республиканской научной конференции аспирантов, магистратов и студентов. Гродно," 2005; 44 Международной конференции "Актуальные проблемы прочности", Вологда. 2005; VI Международной конференции "Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов", Воронеж, 2005; Международной конференции "Современное материаловедение: достижения и проблемы", Киев, 2005.; XVIII Уральской школе металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", Тольятти, 2006.; Международной научно-практической конференции студентов, аспирантов и молодых ученых "Современная техника и технологии", Томск, 2005; XVI Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных 75-летию со дня рождения В.А. Лихачева. Санкт-Петербург, 2006; Всероссийской научно-практической конференции "Металлургия: новые техно-
'5
логии, управление, инновации и качество", Новокузнецк, 2005; III Российской научно-технической конференции "Физические свойства металлов и сплавов", Екатеринбург, 2005, III Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 2006, Бернштейновских чтения по термомеханической обработке металлических материалов, Москва, 2006.
Публикации. Результаты диссертации опубликованы в 22 печатных работах, список которых приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 171 наименования, содержит 126 страниц машинописного текста, включая 15 таблиц и 48 рисунков.
Неоднородность металла непрерывнолитой заготовки
Макроструктура сортового проката зависит от макроструктуры исходной заготовки и режима прокатки. Основными дефектами макроструктуры литых заготовок являются: осевая физико-химическая неоднородность, лик-вационные полоски и трещины, точечная неоднородность. Ни один из этих дефектов полностью не устраняется в процессе горячей прокатки. Поэтому необходимо, чтобы в макроструктуре исходной заготовки точечная неоднородность и ликвационные полоски имели характеристики, практически не превышающие требования стандарта к макроструктуре готового проката [3-6].
Структурная неоднородность по толщине непрерывнолитой заготовки более выражена в виде неоднородности дендритной структуры, неравномерного распределения неметаллических включений и пористости.
Дендритная структура оказывает непосредственное влияние на дисперсность кристаллической структуры. В поверхностной зоне сляба толщиной 250 мм формируется структура с зерном № 4-5. В зоне столбчатых денд-ритов (на расстоянии 10-15 мм от поверхности) зерно соответствует №3. В осевой зоне встречаются ещё более крупные зёрна, и наблюдается значительная разнозернистость структуры [7].
К физической неоднородности непрерывнолитой стали относят различия в плотности и разного рода несплошности в теле заготовки. Самый распространённый вид неоднородности - трещина [8-11].
Все типы трещин классифицируются по расположению в теле слитка и по температурной области образования. По первому признаку разделяют внутренние и поверхностные трещины, по второму - трещины высоко- (око-лосолидусные температуры), средне- (700-1200С) и низкотемпературной (ниже 600С) областей. Общая морфология трещин непрерывнолитых слитков достаточно подробно описана в литературе [8-11].
Кристаллизационные трещины высокотемпературной области [12] проходят, главным образом, по междендритным пространствам и образуются в эффективном интервале кристаллизации [13, 14]. С этим интервалом обычно связывают температурный интервал хрупкости (ТИХ) - минимальной пластичности кристаллизующегося расплава. Наиболее подробно механические свойства сталей при околосолидусных температурах представлены в работах [11,15,16].
Общеизвестно, что одинаковые свойства может иметь металл разного химического состава. Правильный подбор химического состава и технологии производства гарантирует предприятию получение металлопродукции с заданными качественными свойствами и возможно меньшей себестоимостью. Для решения таких задач следует знать связь качественных характеристик проката с технологическими параметрами его производства [17]. С учетом степени проработки макроструктуры и выкатываемости литейных дефектов определен комплекс качественных показателей сортовых профилей, прокатываемых из непрерывнолитой заготовки: марка стали, максимальный коэффициент вытяжки и допустимая площадь поперечного сечения, макро- и микроструктура, наличие поверхностных дефектов и неметаллических включений.
При непрерывной разливке легированных и высоколегированных сталей в условиях передачи в прокатные цеха горячих заготовок к качеству поверхности последних, особенно для малых сечений, предъявляются высокие требования. С уменьшением сечения непрерывнолитых заготовок резко возрастает трудоемкость подготовки металла к прокатке. В настоящее время разработаны технологии непрерывной разливки высоколегированных сталей на машинах непрерывного литья заготовок, которые предусматривают сплошную зачистку заготовок с удалением до 8% металла [18].
Особенности кристаллизации стали в процессе непрерывной разливки обуславливают возникновение ряда специфических дефектов заготовки: осевой усадочной раковины, осевой рыхлости, внутренних трещин и ликваци-онных полостей [19-24].
На качество заготовок сечением 150x150 мм наиболее эффективно влияет электромагнитное перемешивание, а более крупного сечения — сочетание электромагнитного перемешивания с технологией обжатия заготовки с незатвердевшей сердцевиной (мягкое обжатие). Повышение качества поверхности, уменьшение внутренних трещин и осевых дефектов заготовки при электромагнитном перемешивании достигается за счет повышения однородности состава жидкой ванны в кристаллизаторе и подавления негативных явлений в зоне вторичного охлаждения. Однако снижение эффекта перемешивания в зоне окончательного затвердевания, из-за больших потерь электромагнитной энергии в закристаллизовавшейся корке, не позволяет кардинально улучшить макроструктуру высокоуглеродистой стали. Жесткое охлаждение слитка при температуре конца затвердевания обеспечивает требуемый стандартами уровень механических свойств, качество макроструктуры и поверхности подката [25].
Актуально нахождение связей между коэффициентом вытяжки непре-рывнолитой заготовки и качественными показателями сортового профиля, особенно при производстве профилей относительно малого сечения [2]. Рост скорости с 0,6 до 1,2 м/мин вызывает двукратное повышение степени осевой ликвации [3, 26] и требует увеличения интенсивности вторичного охлаждения заготовок.
Методики металлографических исследований
Исследования проводили на приборе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне электронного микроскопа составляло 8000-80000 крат. Окончательное увеличение достигалось с помощью фотопечати.
Фольги готовили следующим образом: на электроискровом станке вырезали параллельно исследуемой поверхности пластинки толщиной 250 мкм, которые затем шлифовали и подвергали одностороннему электролитическому утонению в электролите состава 450 мл Н3РО4 + 50 г хромового ангидрида при напряжении 20-27 В и плотности тока 2-3 А/см2.
Для идентификации фаз, присутствующих в материале, применялся дифракционный анализ с использованием темнопольной методики и последующим индицированием микроэлектронограмм [138]. Светлопольные изображения тонкой структуры стали были использованы для: классификации морфологических признаков зерен; определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений; измерения скалярной р и избыточной р± плотности дислокаций.
Количественная обработка результатов проводилась с использованием следующих методик. Определение объемной доли дислокационной субструктуры Применительно к дислокационным субструктурам (ДСС), формирующимся в процессе деформации однофазных сплавов, этот метод был впервые использован в работах [139, 140]. В связи с тем, что размер структурного элемента в формирующемся типе дислокационных субструктур больше или соизмерим с толщиной фольги, то с их изображениями в фольге можно работать как со случайными сечениями в шлифе [135]. Поэтому использовался метод определения объемной доли Pv по случайным сечениям, основанный на измерении доли площади фольги Ps, занятой определенным типом ДСС, т.е. был использован планиметрический метод. Согласно этому методу, измерялись площади изображений каждого из типов ДСС на плоскости наблюдения. Затем величины таких площадей суммировались. Полученная сумма делилась на величину площади изучаемого участка плоскости наблюдения.
В случае изотропной структуры Pv определяли на одном представительном случайном сечении кристалла. Для неоднородной структуры необходимо осуществлять представительную выборку по нескольким различно ориентированным сечениям. Определение скалярной плотности дислокаций
Скалярная плотность дислокаций измерялась методом секущих с поправкой на невидимость дислокаций на микрофотографиях электронно-микроскопических изображений [141], В качестве испытательной линии использовалась прямоугольная сетка. Расчеты проводили по формуле: t \ і h) где М - увеличение микрофотографии; пі и П2 - число пересечений дислокациями горизонтальных и вертикальных линий; 1\ и /г, соответственно, - суммарная длина горизонтальных и вертикальных линий. Скалярная плотность дислокаций определялась отдельно для каждого типа ДСС. Средняя величина скалярной плотности рассчитывалась с учетом объемной доли каждого из типов присутствующих ДСС по следующей формуле: Р РЮРІ, (2.10) где PJ - скалярная плотность дислокаций в определенном типе ДСС; Pvi - объемная доля материала, занятого данным типом ДСС. Определение избыточной плотности дислокаций Избыточная плотность дислокаций р± = р+ - р. (где р+ и р. - плотность соответственно положительно и отрицательно заряженных дислокаций) измерялась локально по градиенту разориентировки [142-145]: Л =-- , (2-11) - Ъ Ы К где b - вектор Бюргерса дислокаций, Эф/9/ - градиент кривизны фольги или кривизна-кручение кристаллической решетки %.
Величина %=д($/д1 определялась путем смещения экстинкционного контура (Л/) при контролируемом угле наклона фольги (Дф) в колонне микроскопа с помощью гониометра. При этом желательно, чтобы вектор действующего отражения g был перпендикулярен оси наклона гониометра (ОНГ). В противном случае требуется пересчет, т.к. плоскость действующего отражения не будет содержать ОНГ. Необходимо отметить, что участок фольги, на котором проводится измерение, не должен на пути перемещения контура содержать границ раздела или разориентировок, т.е. изгиб фольги должен быть непрерывным. Специальными опытами установлено, что ширина контура в величинах разориентировок для сталей [146] составляет -1 градус. Это означает, что при повороте гониометра на величину Дф »1 изгибный экс-тинкционный контур смещается на расстояние своей ширины, т.е. Д/ 7 (при этом должно выполняться условие g _1_ ОНГ). Эта величина (Дф да 1) в сочетании с шириной контура 1 позволяет определить градиент разориентировки: = 1,7-106 [рад/см] (2.12) д і Определение параметров ДСС
Каждый из типов ДСС характеризуется рядом параметров. Для изучения эволюции фрагментированной и ячеистой ДСС использовались такие параметры, как размер фрагментов и ячеек. Величина фрагментов измерялась в двух взаимно перпендикулярных направлениях (длина и ширина). Размер ячеек определялся методом случайных секущих [133, 134], как путем их измерения в разных плоскостях фольги, так и путем усреднения по всем имеющимся плоскостям.
Определение средних размеров и объемной доли частиц карбидной фазы
В исследуемой стали присутствуют карбиды, имеющие близкую к сферической и вытянутую пластинчатую форму. Все типы карбидов могут располагаться как внутри, так и по различным границам. Измерение расстояний между частицами и их объемных долей проводилось по разному, в зависимости от места нахождения.
Структурно-масштабные уровни арматурного прутка -анализ травленого шлифа
Отчетливо видно, что, не зависимо от диаметра арматурного стержня, распределения зерен феррита по размерам описываются логарифмически нормальным законом, за исключением второго промежуточного слоя, для которого распределение зерен по размерам близко к равновероятному. Одновременно с этим, зеренный ансамбль второго промежуточного слоя характеризуется сравнительно большим количеством зерен минимальных размерных классов. Принимая во внимание данные факты можно предположить, что зе-ренная структура стали второго промежуточного слоя формировалась в результате термоциклирования стали. А именно, на первом этапе закалки стали полиморфное у-»а превращение осуществляется в поверхностном, первом и втором промежуточных слоях. На стадии отогрева прутка в поверхностном и первом промежуточном слоях протекают процессы отпуска, а второй слой подвергается обратному а-»у превращению. Высокоскоростные охлаждение Сопоставляя результаты анализа профиля микротвердости и зеренного ансамбля можно отметить, что выявленные изменения микротвердости стали невозможно объяснить, используя лишь знание среднего размера зерна в каждой из зон прутка (табл.3.4). Так, в арматуре диаметра 12 мм средний размер зерен феррита в первом переходном слое минимален (6,3 мкм) и устойчиво возрастает при перемещении к центру, достигая значения 10,4 мкм в центральной зоне. Одновременно с этим микротвердость стали изменяется квазипериодическим образом с увеличением расстояния от поверхности охлаждения. Подобные закономерности можно обнаружить и при сопоставлении результатов анализа микротвердости и зереннои структуры арматурных прутков №20 и №25, Следовательно, прочностные характеристики арматурных стержней стали марки Зпс формируются, в основном, на внутризеренном (микро-) уровне.
В настоящей работе внутризеренную структуру стали анализировали методами металлографии и сканирующей электронной микроскопии травленого шлифа, а также дифракционной электронной микроскопии тонких фольг на просвет.
В результате анализа поверхности травленого шлифа, выполненного методами металлографии и сканирующей электронной микроскопии установлено, что на поверхности стержней формируется слой отпущенного мартенсита. В переходных слоях наблюдается более сложная структура, содержащая в различном сочетании и пропорциях мартенсит отпуска, бейнит и феррито-цементитную смесь различной морфологии. В сердцевине стержня фиксируется структура, образованная зернами перлита и структурно свободного феррита, а также зерна феррита с расположенными в объеме зерен частицами цементита. Толщины данных слоев определяются режимом термоуп-рочняющей обработки для каждого номера арматурного стержня имеют свое значение (табл.3.5). Характерные изображения структуры различных слоев стали, полученные методами металлографии и сканирующей электронной микроскопии, приведены нарис.3.9 и рис.3.10, соответственно.
Весьма информативным интегральным методом анализа структуры стали на макро- и мезоуровнях, обладающем высокой разрешающей способностью, является метод сканирующей электронной микроскопии поверхности разрушения. Сканирующий электронный микроскоп позволяет исследовать общий характер структуры всей поверхности разрушения объекта при малых (сравнимых с увеличением оптической микроскопии) увеличениях и детально изучить любой интересующий исследователя участок при больших увеличениях, сопоставимых с увеличениями, применяемыми в просвечивающей электронной микроскопии. При этом, в отличие от металлографии и просвечивающей электронной микроскопии, сканирующий микроскоп позволяет достигать большой глубины резкости, что дает возможность наблюдать объемное изображение изучаемой структуры, определять размерные факторы структурных составляющих не только на плоскости, но и в объеме, анализировать поверхности с сильно развитым рельефом, например изломы [153].
На рис.3.11а приведен общий вид поверхности разрушения арматурного прутка №12. Направление распространения трещины, инициированной надрезом, указано стрелкой. Отчетливо видно, что разрушение арматуры приводит к образованию трех фрагментов - приповерхностного, промежуточного и центрального. При этом, толщина фрагмента, прилегающего к боковой поверхности прутка, составляет -0,1 мм, промежуточного -1,5 мм.
Приповерхностный фрагмент («губа среза», «боковой скос») представляет собой плоскость среза, наклоненную под углом -45 град, к основной плоскости излома и обнаруживается, как правило, в том месте, где распространяющаяся трещина достигает противоположной поверхности [154].
Причиной формирования промежуточного фрагмента являются, очевидно, особенности макроструктуры материала арматурного стержня, созданной в результате термоупрочнения стали методом прерванного охлаждения. Действительно, принимая во внимание результаты анализа структуры стали, полученные методами металлографии и анализа механических свойств, выполненные путем построения профиля микротвердости, можно заметить, что на данной глубине располагается слой материала с перепадом значений микротвердости (пограничная область раздела 1 и 2 переходных слоев на рис.3.7). Можно предположить (как уже отмечалось и выше), что возникающие при этом концентраторы напряжения и являются причиной двухэтапного разрушения прутка. Следует отметить, что трехслойный характер разрушения стали наиболее четко проявляется в арматурном стержне малого диаметра (№12); в стержнях больших диаметров (№20 и №25) подобная картина разрушения выражена весьма слабо. Последнее хорошо согласуется с профилем микротвердости арматуры №20 и №25, изменяющемся более плавным образом, по сравнению с профилем микротвердости арматуры №12. Независимо от расстояния до центра прутка излом имеет ямочное строение, указывающее на вязкий характер разрушения материала (рис.3.11).
Мезоуровень - изгиб-кручение кристаллической решетки феррита, дальнодействугощие поля напряжений
Настоящий раздел посвящен анализу дислокационной структуры, формирующейся в арматурном прутке стали СтЗпс, подвергнутом термоупрочнению посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана. Дислокационный ансамбль, в котором формируются различные типы дислокационной субструктуры, относится к мезоуровню (подуровень дислокационного ансамбля). Этот же структурный уровень включает в себя и различные формирования, образующиеся в дислокационном ансамбле - сетки, сгущения, ячейки, фрагменты, микрополосы, субграницы и т.д.
Во многих металлах и сплавах, а также в сталях основная цепочка структурных превращений в дислокационной подсистеме в условиях роста степени деформации такова: хаос - сетки - ячейки - фрагменты [162, 140, 162-164]. Это низкоэнергетическая последовательность субструктурных превращений [165]. При этом фрагменты, как более крупные образования, могут либо содержать, либо не содержать дислокационные субструктуры (сетчатую или ячеистую). Типы формирующихся субструктур при постоянной температуре, как правило, не зависят от способа воздействия на материал (деформация растяжением и сжатием, ползучесть, прокат, волочение). Вид деформационного воздействия оказывает влияние в основном на количественные параметры субструктуры, но не на образующийся их тип и последовательность. Рассмотрим детали дислокационной структуры, формирующейся в арматурном прутке стали СтЗпс, подвергнутом термоупрочнению посредством прерванной закалки в потоке быстроходного стана.
Хаотическая дислокационная субструктура наблюдается при низкой скалярной плотности дислокаций (рис.4.18а). Действительно, структура дислокационного хаоса характеризуется сравнительно низким значением скалярной плотности дислокаций, составляющим в исследуемой нами стали величину порядка (1-1,4)-1010 см 2. Наряду с отдельными дислокациями, расположенными в объеме зерна хаотически (дислокационных хаос), данный тип структуры содержит весьма часто дислокационные сгущения или дислокационные клубки (рис.4.18б-г). Плотность дислокаций в клубках несколько выше, чем в структуре дислокационного хаоса, и достигает значений (1,4-2,2)-1010 см 2.
Рост плотности дислокаций, как отмечалось выше, сопровождается эволюцией дислокационной субструктуры, вызванной стремлением материала к снижению внутренней энергии, и приводит к образованию сетчатой субструктуры, затем ячеистой и, наконец, фрагментированной.
Сетчатая дислокационная субструктура организована небольшим числом систем скольжения (рис.4.19). Скалярная плотность дислокаций, формирующих сетчатую субструктуру, сравнительно невелика и составляет в исследуемой нами стали величину (1,8-2,8)-1010 см"2. В ней отсутствуют дислокационные барьеры. Кривизна дислокационных линий и наличие экстинкционных контуров (рис.4.19в, г) свидетельствуют о полях внутренних напряжений,
Ячеисто-сетчатая дислокационная субструктура (рис.4.20) отличается большей или меньшей завершенностью строения ячеек и, соответственно, наличием или отсутствием, наряду с непрерывными разориентировками, дискретных разориентировок. Ячеисто-сетчатую субструктуру характеризуют достаточно рыхлые сгущения, размеры которых сопоставимы с размерами разреженных участков (рис.4.20б, в). В этой субструктуре присутствует изгиб фольги, локальные дальнодействующие поля напряжений, о чем свидетельствует изгиб дислокационных линий, отдельные сгущения начинают характеризоваться наличием достаточно дискретных разориентировок. Скалярная плотность дислокаций в стенках ячеек довольно высока - (3-4)-1010 см", сетчатая субструктура содержит дислокаций заметно меньше - (1,5-2,5)-1010 см-2.
Характеристики рассмотренных выше типов дислокационной субструктуры и расположение их относительно структурно-фазовых составляющих стали в обобщенном виде приведены в табл.4.2.
Анализируя результаты, представленные в табл.4.2, можно отметить, что, независимо от структурно-фазовой составляющей стали, наиболее распространенным типом дислокационной субструктуры является сетчатая, содержащая, как отмечалось выше, дислокационные клубки и сгущения; наименее распространенной является ячеистая дислокационная субструктура. Наиболее высокая плотность дислокаций отмечается в ячеистой и ячеисто-сетчатой субструктуре, наименьшая - в субструктуре дислокационного хаоса.
Фрагментированная дислокационная субструктура формируется в исследуемой стали в результате термического преобразования дефектной субструктуры кристаллов мартенсита (рис.4.21). Обнаруживаются два вида фрагментов: изотропные фрагменты, поперечные размеры которых сравнимы с продольными, и анизотропные фрагменты, продольные размеры которых в несколько раз больше поперечных (рис.4.21).
