Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 14
1.1 Низкоуглеродистые высокопрочные стали 14
1.1.1 Составы и способы получения низкоуглеродистых высокопрочных сталей 14
1.1.2 Эволюция структуры аустенита при горячей пластической деформации 16
1.1.3 Кинетика превращения переохлажденного аустенита 24
1.1.4 Структура современных высокопрочных низкоуглеродистых сталей 31
1.2 Многослойные материалы на основе сталей 43
1.2.1 Применение многослойных материалов 43
1.2.2 Получение многослойных материалов 45
1.2.3 Структурное состояние и механические свойства многослойных материалов 48
1.3 Постановка задачи исследования 53
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследования 57
2.1 Материалы исследования 57
2.1.1 Характеристика исследуемых материалов 57
2.1.2 Технология изготовления и обработки исследуемых материалов 60
2.2 Методы структурных исследований 62
2.2.1 Исследование фазовых и структурных превращений с помощью дилатометра 62
2.2.2 Оптическая микроскопия 63
2.2.3 Растровая электронная микроскопия 64
2.2.4 Просвечивающая электронная микроскопия 66
2.3 Механические испытания образцов 67
2.3.1 Испытания на одноосное растяжение 67
2.3.2 Испытания на ударный изгиб 67
2.3.3 Определение доли вязкой составляющей при испытаниях падающим грузом 69
Выводы по главе 2 69
ГЛАВА 3. Формирование структуры и свойств низкоуглеродистых высокопрочных сталей 70
3.1 Микроструктура и свойства низкоуглеродистой свариваемой стали после различных режимов термомеханической обработки 70
3.2 Влияние температуры изотермического распада аустенита на морфологию формирующейся структуры 80
3.3 Влияние состояния исходного аустенитного зерна на структуру стали после термомеханической обработки 89
Выводы по главе 3 99
ГЛАВА 4. Формирование структуры низкоуглеродистых сталей мартенситного класса 100
4.1 Микроструктура и свойства низкоуглеродистой мартенситной стали после термомеханической обработки в лабораторных условиях 100
4.2 Структура и механические свойства листового проката, полученного в промышленных условиях 110
Выводы по главе 4 120
ГЛАВА 5. Формирование структуры и свойств многослойных материалов на основе сталей 121
5.1 Структурное состояние многослойного композита, полученного методом горячей пакетной прокатки сталей (У8 и 08Х18Н10) 122
5.2 Структурное состояние многослойного композита, полученного методом горячей пакетной прокатки сталей (08Х18 и 08Х18Н10) 133
5.3 Исследование механических свойств МСМ на основе сталей, полученных методом горячей пакетной прокатки 144
Выводы по главе 5 147
Выводы 148
Список сокращений и условных обозначений 149
- Эволюция структуры аустенита при горячей пластической деформации
- Технология изготовления и обработки исследуемых материалов
- Влияние температуры изотермического распада аустенита на морфологию формирующейся структуры
- Структурное состояние многослойного композита, полученного методом горячей пакетной прокатки сталей (08Х18 и 08Х18Н10)
Эволюция структуры аустенита при горячей пластической деформации
Развитие четвертой стадии связано с протеканием процессов фрагментации структуры во всем объеме материала. По мере развития деформации структура горячего наклепа постепенно заменяется субзеренной. В такой структуре преобладают сильно вытянутые субзерна, границы которых параллельны плоскостям скольжения [38, 42].
Формирующаяся полосовая субструктура по мере развития деформации и увеличения плотности дислокаций претерпевает изменение. На ранних стадиях ее существования субграницы ориентированы в основном вдоль ненагруженных (или слабо нагруженных) октаэдрических плоскостей и являются границами либо чисто кручения, либо наклона. С развитием деформации плоскости границ отклоняются от октаэдрических, а сами полосы разбиваются на фрагменты. Кинетика развития полосовой субструктуры и роста ее объемной доли связана с прорастанием через материал субграниц [22]. Субграницы интенсивно захватывают избыточные дислокации и становятся смешанными. Таким образом, увеличение степени деформации приводит к формированию полигональных субграниц, которое заканчивается образованием полигонизованной субструктуры с равноосными субзернами, не имеющими четкой направленности границ.
Равноосная полигонизованная субструктура сохраняется неизменной на следующей стадии деформации, протекающей при неизменном напряжении. Такая структура является наиболее предпочтительной с точки зрения получаемых механических свойств. Возникновение равноосных субзерен взамен вытянутых есть результат одновременного участия в скольжении нескольких систем и протекания полигонизации [38, 42].
Рекристаллизация деформированной структуры. Процесс перестройки субструктуры аустенита приводит, в конечном счете, к рекристаллизации. Важно заметить, что процессы устранения дефектов, наблюдаемые при рекристаллизации, могут происходить как при горячей пластической деформации, так и после нее (при повышенных температурах), при этом вторые являются более значимыми, поскольку могут полностью устранить последствия деформации. Кроме того, изменение структуры при горячей пластической деформации существенно зависит от соотношения «скорость деформации - температура», которое значительно изменяется в зависимости от условий деформирования (ударная нагрузка, прокатка в несколько этапов и т.д.) и обусловливает развитие того или иного типа рекристаллизации (динамическая, метадинамическая, статическая).
Особенность динамической рекристаллизации заключается в том, что она не приводит к полному устранению субструктуры. Возникшие при динамической рекристаллизации новые зерна во время своего роста вновь подвергаются деформации, и в них формируется субструктура, плотность дислокаций увеличивается до критической величины, поле чего может происходить новый цикл рекристаллизации, за которой опять следует образование субструктуры [44]. Важно подчеркнуть, что в результате динамической рекристаллизации в металле возникает неоднородная субструктура. В тех участках, где рекристаллизация прошла раньше, успевает возникнуть высокая плотность дислокаций и сформироваться развитая субзеренная структура. В других участках, где рекристаллизация прошла позже, плотность дислокаций может быть невысокой, а субзерна еще не успевают образоваться. Размер рекристаллизованных зерен может составлять 10–20 мкм. При этом упрочнение (наклеп) аустенита, полученное в процессе пластической деформации может частично сохраняться.
Важной особенностью структуры, формирующейся при горячей деформации, является искаженность (зубчатость) на границах зерен. Образование зубчатости связывают с развитием стадии динамической рекристаллизации, сопровождающейся миграцией большеугловых границ. Неодинаковые условия в приграничных объемах разных зерен приводят к тому, что локальная плотность дислокаций по обе стороны большеугловой границы будет различна. Миграция границ осуществляется в сторону повышенной плотности дефектов. Распределение структурных несовершенств вдоль мигрирующей границы неоднородно, что предопределяет неравномерное ее перемещение и появление выступов в местах с наиболее высокой плотностью дислокаций[38, 42, 45, 46].
Большинство процессов горячей деформации осуществляются за несколько операций. Во время последеформационных пауз или при охлаждении после окончания деформации может происходить метадинамическая рекристаллизация. Она получает свое развитие только в случае, если во время горячей деформации получает развитие динамическая рекристаллизация. Метадинамическая рекристаллизация представляет собой рост зародышей зерен, образовавшихся в результате динамической рекристаллизации, после завершения деформации. Метадинамическая рекристаллизация не имеет инкубационного периода, поэтому часто разупрочнение во время последеформационных пауз в основном происходит за счет метадинамической рекристаллизации, при этом статическая рекристаллизация не успевает развиться.
Процесс статической рекристаллизации начинается после завершения деформации (во время промежуточного подстуживания) с образования новых зерен на границах деформированных исходных зерен аустенита, деформационных полос и двойников и характеризуется наличием инкубационного периода. Оптимальное использование статической рекристаллизации для получения однородной мелкозернистой структуры аустенита предполагает полное завершение рекристаллизации после каждого прохода деформации, при этом чрезмерно длительные выдержки не допускаются, чтобы предотвратить собирательную стадию рекристаллизации.
Знание температурного порога рекристаллизации необходимо при выборе режимов термомеханической обработки. Именно на этом основана так называемая высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО), впервые предложенная в институте физики металлов АН СССР В.Д. Садовским, Е.Н. Соколковым и Л.В. Смирновым в 1954 г. и, получившая дальнейшее развитие в работах М.Л. Бернштейна с соавторами [47, 48].
Современные способы термомеханической обработки предполагают проведение деформации в несколько этапов, при температурах выше и ниже температуры рекристаллизации. Целью высокотемпературной деформации (черновая стадия прокатки в случае промышленного производства штрипса из низкоуглеродистых высокопрочных сталей) является получение возможно более мелкого зерна аустенита путем чередующихся многократных обжатий и рекристаллизации (динамической или метадинамической). Деформация при температурах ниже температуры рекристаллизации (деформация в нижней части аустенитной области, так называемая чистовая стадия прокатки) осуществляется с целью увеличения плотности дефектов кристаллической структуры металла и упорядоченного их распределения, т.е. развития процессов фрагментации и образования субструктуры. Отсутствие рекристаллизации, которая могла бы устранить значительную часть дефектов кристаллического строения, наведенных пластической деформацией, обеспечивает возможность протекания -превращения в предварительно продеформированном аустените [49-51].
Технология изготовления и обработки исследуемых материалов
В работе [101] показано, что в стали 05Г2МНФБ после контролируемой прокатки, обеспечивающей класс прочности Х80, количество бейнита сравнительно невелико (10-20%), основной структурной составляющей является полиэдрический феррит. В тоже время авторами работы [102] установлено, что структура основного металла хладостойких трубных сталей категории прочности Х80 представлена высоко-дисперсным бейнитом в количестве 90-95% и 5-10 % феррита.
Согласно [103], механические характеристики, соответствующие классу прочности Х80, могут быть достигнуты при наличии в структуре суммарной объемной доли игольчатого феррита и верхнего бейнита более 45%. При этом в [104] установлено, что структура стали класса прочности Х80 должна содержать не менее 60% бейнита.
Несколько иное мнение высказано в работах [105]. Авторы считают, что наиболее благоприятной структурой для обеспечения комплекса свойств стали класса прочности Х80 является игольчатый феррит (не менее 50-60%) при наличии полигонального феррита в количестве до 10%. При этом авторы также отмечают, что увеличение объемной доли бейнитной структуры реечного типа приводит к повышению критической температуры вязко-хрупкого перехода. Данное заключение подтверждается работами, выполненными как сотрудниками ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» (Санкт-Петербург) [18, 81, 99, 106-110], так другими авторами [111, 112], в работах которых показано, что наличие крупных областей реечного бейнита обусловливает снижение сопротивления стали хрупким разрушениям, хладостойкости и пластичности низкоуглеродистых высокопрочных сталей. При этом важно отметить, что формирование дисперсной бейнитной структуры преимущественно реечной морфологии с размером зерна не крупнее 4 мкм (13 номер по ГОСТ 5639) после термомеханической обработки с ускоренным охлаждением обеспечивает получение требуемого комплекса свойств, предъявляемого к трубной стали класса прочности Х100 [106].
Авторы [111, 113] связывают улучшение комплекса механических свойств стали после такой обработки с уменьшением объемной доли и увеличением дисперсности мартенситно-аустенитной (МА) составляющей и появлением прослоек остаточного аустенита на границах реек дисперсной -фазы, которые могут эффективно тормозить развитие трещин при динамическом нагружении. Стоит заметить, что при исследовании низкоуглеродистых трубных сталей нет единой точки зрения на характер влияния МА-составляющей. Существует мнение [105, 114], что большое количество данной составляющей в структуре приводит к ухудшению хладостойкости стали. Однако однозначно утверждать отрицательное влияние МА-составляющей нельзя, поскольку важными параметрами являются степень ее дисперсности характер распределения структуре. Существуют работы, показывающие, что регулируя характер формирования МА-составляющей можно эффективно управлять механическими свойствами низкоуглеродистых сталей [115-117].
Обобщая имеющиеся литературные данные, можно утверждать, что на сегодняшний день в литературе полностью отсутствуют данные по влиянию количества бейнита на сопротивление стали хрупкому разрушению, нет единого мнения по поводу того, какая структура низкоуглеродистых высокопрочных сталей является оптимальной, и какие именно параметры структуры обеспечивают соответствие механических свойств предъявляемым к ним требованиям. Однако наличие столь значительного количества исследований в этой области говорит о несомненной важности и актуальности данного вопроса.
Структура высокопрочных низкоуглеродистых сталей мартенситного класса.
Низкоуглеродистые высокопрочные мартенситные стали по своему составу незначительно отличаются от низкоуглеродистых высокопрочных сталей с феррито-бейнитной (мартенситной) структурой. Однако, несмотря на это, стали мартенситного класса имеют принципиально отличное структурное строение, поскольку добавление даже небольшого количества определенных легирующих элементов сильно влияет на кинетику распада аустенита, прокаливаемость стали и, следовательно, формирующуюся структуру. В зависимости от структуры, сформировавшейся в результате охлаждения на спокойном воздухе все стали можно разделить на три основных класса (в соответствии с классификацией по Гийе): 1) перлитный; 2) мартенситный; 3) аустенитный [118].
Выделение трех классов обусловлено тем, что по мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в перлитной области возрастает, а температурная область мартенситного превращения понижается, что отражается на диаграммах изотермического распада аустенита.
Для легированных сталей перлитного класса кривая скорости охлаждения на воздухе будет пересекать область диффузионного превращения, и в структуре будет наблюдаться перлит различной дисперсности (с различным межпластиночным расстоянием).
У сталей мартенситного класса область перлитного превращения значительно сдвинута вправо. Поэтому охлаждение на воздухе не приводит к превращению в перлитной области – аустенит в них переохлаждается без распада до температур мартенситного превращения, где и происходит образование мартенсита.
Дальнейшее увеличение содержания углерода и легирующих элементов не только сдвигает вправо область перлитного превращения, но и снижает мартенситную точку, переводя ее в область отрицательных температур. В этом случае сталь, охлажденная на воздухе до комнатной температуры, сохранит аустенитное состояние.
В отношении оценки относительной степени влияния различных элементов на прокаливаемость существуют данные, расходящиеся в количественном выражении. Известно, что наиболее сильно увеличивают прокаливаемость хром, никель, молибден, марганец. Прокаливаемость стали может быть особенно увеличена при совместном легировании несколькими элементами, например, никелем и хромом. Эффективно действует молибден при введении его в хромоникелевую сталь.
Своеобразно влияют на кинетику распада такие сильные карбидообразователи, как ванадий, титан, ниобий и частично вольфрам. Эти элементы образуют труднорастворимые карбиды и при обычных температурах закалки (800-900С) не переходят в аустенит. В результате этого прокаливаемость стали уменьшается, поскольку карбиды действуют как готовые центры кристаллизации перлита. При высоких температурах нагрева под закалку эти карбиды растворяются и повышают устойчивость аустенита в области перлитного превращения, увеличивая прокаливаемость. Так, например, в стали 34ХН1М при повышении температуры нагрева с 870 до 1100С область перлитного превращения значительно сдвигается вправо: пик превращения при 650С смещается с 10 минут до 35 (рисунок 1.6) [52].
Отличительной особенностью сталей мартенситного класса является формирование в стали структуры мартенсита при любых скоростях охлаждения. Так, в стали типа 18Х2Н4ВА -превращение при охлаждении в большом интервале скоростей охлаждения заканчивается образованием мартенсита, а распад по диффузионной ступени существенно затруднен [119-121].
Такая особенность структурообразования приводит к тому, что особенно остро встает вопрос о структурной наследственности. Данное явление заключается в том, что образующиеся при нагреве зерна аустенита обнаруживают ориентационную и структурную связь с первоначальным аустенитным зерном [122]. Вследствие этого термическая обработка сталей мартенситного класса имеет определенные сложности, так как при нагреве под повторную закалку происходит восстановление размеров первоначальных аустенитных зерен, что обусловливает возникновение дефектного камневидного излома и низкие значения ударной вязкости [119-121]. В этом случае особое значение приобретают способы измельчения структуры, направленные на развитие эффективной перекристаллизации легированных мартенситных сталей, склонных к проявлению структурной наследственности.
Влияние температуры изотермического распада аустенита на морфологию формирующейся структуры
Полученные результаты коррелируют с результатами, приведенными в [177], где показано, что в промежуточном интервале температур полного распада аустенита не происходит даже при выдержках до 3 часов. Нераспавшаяся часть аустенита при последующем охлаждении превращается в мартенсит. При этом количество нераспавшегося аустенита тем больше, чем выше температура изотермической выдержки [177].
В.Д. Садовский [180], изучая кинетику образования бейнита в легированных сталях, отметил, что при уменьшении концентрации углерода максимальная скорость образования бейнита возрастает и одновременно повышается верхняя температурная граница образования бейнита Бн. Отсюда был сделан вывод, что в сплавах железа при уменьшении содержания углерода до нуля у легированных сталей температура Бн должна совпасть с мартенситной точкой безуглеродистой основы сплава, а бейнитное превращение – перейти в мартенситное. В сущности, для низкоуглеродистых низколегированных сталей стираются различия между бейнитом и мартенситом.
Понижение температуры изотермического превращения аустенита до 550С приводит формированию структуры, которая представляет собой равномерную смесь более темных и светлых участков небольших размеров неправильной формы (рисунок 3.9 б). Металлографические исследования при предельно возможных увеличениях показали, что светлые области имеют рельеф, связанный с выраженным внутренним фрагментарным строением бейнитного феррита. При подробных структурных исследованиях было обнаружено, что приблизительно 50% структуры занимают участки бейнита с субзеренным строением – кристаллы -фазы разделены на фрагменты, которые разориентированы друг относительно друга на угол 5-7 (рисунок 3.11 а). Другая половина структуры имеет типично реечный характер (рисунок 3.11 б), на границах реек присутствуют тонкие прослойки остаточного аустенита (рисунок 3.11 в). Участки бейнита с субзеренным строением перемежаются с участками реечного строения. Смесь обеих морфологических типов бейнита при металлографическом наблюдении не обнаруживает игольчатого строения и часто в литературе обозначается как зернистый бейнит или гранулярный бейнит [5]. Указывают, что такая форма бейнита характерна в большей степени для непрерывного охлаждения, а при изотермических условиях встречается крайне редко. Ее образование связано с тем, что в ходе изотермического -превращения происходит флуктуационное перераспределение углерода и легирующих элементов между - и фазами [177]. При образовании первых порций -фазы происходит оттеснение углерода в аустенит, который при изотермической выдержке превращается в так называемую МА(мартенситно-аустенитную)-составляющую, являющуюся продуктом превращения обогащенного углеродом аустенита. Согласно литературным данным [47, 69, 70, 181, 182] такое а расположение аустенита (в виде тонких прослоек в МА-составляющей) должно положительно сказываться на уровне механических свойств стали. Рисунок 3.11 Микроструктура образца стали типа 07Г2НМДМБТ, подвергнутого изотермическому распаду при температуре 550С: а – бейнит с субзеренной структурой; б – реечный бейнит; в – остаточный аустенит на границах реек, темнопольное изображение в рефлексе аустенита (200).
После превращения при температуре 500С бейнит зернистой морфологии является основным типом структуры (рисунок 3.9 в). Исследования тонкой структуры показали, что бейнит зернистой морфологии на самом деле представляет собой смесь нескольких морфологических составляющих. Так, например, в структуре присутствуют участки феррита полиэдрической формы с высокой плотностью дислокаций (рисунок 3.12 а), на границах которых видны прослойки остаточного аустенита (рисунок 3.12 б). Образовалась также незначительная доля игольчатого феррита (рисунок 3.12 в). Однако основным морфологическим типом является бейнит с субзеренным строением (рисунок 3.12 г). Размеры фрагментов различны, однако не превышают 0,5 мкм, а угол их разориентации друг относительно друга составляет 5-7. Основываясь на литературных данных и результатах ранее проведенных исследований (см. разделы 1.1.3.3 и 3.1) можно утверждать, что преобладание в структуре стали бейнита с развитым субзеренным строением положительно влияет на комплекс механических свойств исследуемой стали [99, 100].
Микроструктура образца стали типа 07Г2НМДМБТ, подвергнутого изотермическому распаду при температуре 500С: а – феррит с высокой плотностью дислокаций; б – остаточный аустенит, темнопольное изображение в рефлексе аустенита (200); в – игольчатый (бейнитный) феррит; г – бейнит с субзеренным строением. После изотермического превращения при 450С микроструктура стали состоит из неоднородно травящихся зерен неправильной формы с внутренним игольчатым строением и сильно искривленными границами, на которых присутствуют выделения карбидов (рисунок 3.9 г). В работе [177] при исследовании условий формирования промежуточных структур зернистой морфологии в низкоуглеродистых низколегированных сталях бейнитного класса с содержанием углерода от 0,1 до 0,4 масс. % и суммарным содержанием легирующих элементов до 3,0 масс. %, было установлено, что при изотермических выдержках ниже 450С процесс распада аустенита на промежуточные структуры зернистой морфологии прекращается. Вместо этого формируются перисто-игольчатые структуры верхнего или нижнего бейнита.
Наблюдения методом просвечивающей электронной микроскопии позволили установить, что изотермическое превращение при 450С действительно приводит к образованию реечной структуры (рисунок 3.13 а). Внутри реек присутствуют частицы специальных карбидов, декорирующих дислокации. Ширина реек составляет 0,3-0,8 мкм, плотность дислокаций чрезвычайно высока, близка к плотности дислокаций в мартенсите. Кроме реечных кристаллов -фазы, присутствуют и кристаллы -фазы неправильной формы (рисунок 3.13 б), располагающиеся друг относительно друга под острыми и тупыми углами. На границах -кристаллов можно наблюдать частицы цементита размером 50-100 нм, как это характерно для верхнего бейнита. Размеры кристаллов -фазы в несколько раз крупнее (от 0,8 до 1,5 мкм), чем в бейните с субзеренным строением, в котором они составляют от 0,2 до 0,3 мкм.
Структурное состояние многослойного композита, полученного методом горячей пакетной прокатки сталей (08Х18 и 08Х18Н10)
Согласно данным [191], коэффициент диффузии (D) хрома при температуре 1000С составляет 10-10 см2/сек. Суммарное время пребывания проката при температуре 1000С можно оценить в 1000 секунд. Таким образом, атомы хрома во время горячей деформации могут переместиться на расстояние, равное 3000 нм, т.е. 3 мкм. Учитывая, что стали разного химического состава в исследуемом многослойном материале чередуются через один, диффузионный трек будет составлять половину толщины слоя, и к моменту завершения второго цикла должно произойти выравнивание концентрации легирующих элементов по сечению. Однако, измерение концентрационного профиля хрома и никеля в соседних слоях исследуемой композиции [190] показывает существенное взаимное влияние на термодинамическую активность присутствующих элементов и, как следствие, на их диффузионную подвижность.
Так, в частности, подавление диффузии никеля может быть объяснено повышением его активности на межслойной границе в присутствии значительного количества углерода, содержащегося в стали У8. В свою очередь, снижение термодинамической активности хрома (из-за высокого химического сродства к углероду) объясняет его высокую диффузионную подвижность, приводящую к относительно быстрому выравниванию его концентрации в слоях стали У8 и 08Х18Н10.
Методом локального микроанализа нами было установлено, что в «светлых» слоях присутствуют карбиды хрома типа Cr23C6 (рисунок 5.3). Присутствие карбидов хрома указывает на тот факт, что более широкие светлые слои перед прокаткой являлись нержавеющей сталью 08Х18Н10. Напротив, повышенная травимость тонких «темных» слоев позволяет утверждать, что они перед прокаткой являлись сталью У8. Согласно данным локального микрорентгеноспектрального анализа, химический состав «темных» и «светлых» слоев различается, однако и в тех, и других присутствуют углерод, кремний, хром, марганец, железо и никель (рисунок 5.4). Заслуживает быть отмеченным тот факт, что типичная структура сталей У8 (перлит) и 08Х18Н10 (аустенит) не была обнаружена.
Если допустить, что углерод на заключительной стадии получения многослойного материала равномерно распределился по всему объему образца, то его содержание во всех слоях должно быть равно 0,4 мас.%. В соответствии со структурной диаграммой нержавеющих сталей (рисунок 5.5) [118] при вышеуказанных содержаниях феррито- и аустенитообразующих элементов и при содержании углерода 0,4 вес.%, после прокатки в исследуемом образце должна образоваться смесь мартенсита и аустенита.
В ходе подробного электронно-микроскопического исследования было установлено, что структура образца действительно состоит из мартенсита различной морфологии, остаточного аустенита, а также феррита(рисунок 5.6), объемная доля которого в различных локальных участках заметно различается. Так, например, на рисунке 5.6 а, в изображены участки структуры, в которых присутствует феррит и мартенсит с высокой плотностью дислокаций и плоскопараллельными дефектами (указаны стрелкой на рисунке 5.6 б). Расшифровка электронограммы, снятой с такой структуры (рисунок 5.6 г, д), показывает, что данные дефекты являются микродвойниками. Темнопольное изображение показывает, что ширина двойников не превышает 20-40 нм (рисунок 5.6 б). Рядом с мартенситом присутствуют мелкие ферритные зерна (размером 2-3 мкм) с меньшей, чем в мартенсите, плотностью дислокаций (рисунок 5.6 а, в).
Также в структуре обнаружены участки мартенсита, не имеющего двойников и выраженного реечного или игольчатого строения, а больше напоминающие бейнит (рисунок 5.7 а). Полученная с данного участка структуры электронограмма свидетельствует о наличии -фазы, цементита и остаточного аустенита (рисунок 5.7 в, г). Присутствие аустенита также подтверждается темнопольным изображением, полученным в рефлексе аустенита (200) (рисунок 5.7 б).
Микроструктура слоистого образца композиции 08Х18Н10+У8: а – мартенсит, бейнит нереечного строения; б – темнопольное изображение в рефлексе аустенита (200); в – электронограмма с участка «а»; г – схема ее расшифровки.
На рисунке 5.8 а, б изображены участки ферритной структуры, состоящей из зерен размером 1-5 мкм, поделенных на субзерна. Азимутальное размытие рефлексов -фазы на электронограмме (рисунок 5.8 в) свидетельствует о наличии разориентированной субзеренной структуры, угол разориентации составляет 2-3 (рисунок 5.8 г). Малоугловые границы субзерен представляют собой дислокационные скопления, высокоугловые границы зерен отличаются от них наличием полосчатого контраста. Формирование такой структуры обусловлено развитием динамической полигонизации и динамической рекристаллизации при температуре горячей прокатки.
Кроме того в исследуемом материале обнаружены участки со структурой реечного мартенсита, в котором рейки толщиной 0,2-0,3 мкм сгруппированы в пакет (рисунок 5.9). Как известно из работ В.М. Счастливцева [192], в пакете может быть до 6 различных ориентировок -фазы. Действительно на электронограмме, снятой с такого участка структуры, присутствуют несколько ориентировок -фазы, рефлексы цементита, а также рефлексы от остаточного аустенита (указан стрелкой на рисунке 5.9 в). Темнопольное изображение, полученное в рефлексе феррита (110), показывает, что ориентация соседних реек различна (рисунок 5.9 б), а остаточный аустенит расположен на границах реек и в пределах пакета имеет одну ориентацию (рисунок 5.9 д).
