Диссертация. Магистерская диссертация
 Скачать 4.38 Mb.
|
|
{111}<112> [5]. В ряде случаев приросте (огрублении) зерен может происходить внезапный и очень быстрый рост небольшого числа зерен. Окончательные размеры таких быстрорастущих зерен могут достигать нескольких сантиметров. Поскольку этот процесс феноменологически аналогичен механизму образования зародышей и роста с участием лишь незначительного количества зерен, иногда его также называют вторичной рекристаллизацией. Более точная терминология относится к этому процессу в контексте неоднородного роста (огрубления) зерен или аномального роста зерен. Два последних термина считаются более адекватными, поскольку никакого выметания холоднодеформированной микроструктуры в процессе такого неоднородного роста зерен не происходит. Другие зерна продолжают плавно расти. В течение стадии образования зародышей при вторичной рекристаллизации лишь небольшое число зерен начинает расти, достигая при этом очень больших размеров. Однако эти несколько зерен не возникают в результате нового образования зародышей, а являются отдельными зернами, уже существовавшими в предшествующей микроструктуре. Было установлено, что на ранних этапах рост этих аномально крупных зерен происходит медленно. Этот факт свидетельствует о том, что начальные стадии вторичной рекристаллизации связаны с определенным инкубационным периодом [5]. Когда зерна, растущие с чрезвычайно высокими скоростями, достигают размеров, превышающих средний размер (диаметр) остальных зерен враз, они начинают доминировать в возникающей микроструктуре и продолжают свой неоднородный рост даже в том случае, если плавный рост огрубление) окружающих их зерен не тормозится примесями или частицами. Это означает, что преимущество в диаметре враз является 27 типологически достаточным для того, чтобы обеспечить аномальный рост зерен. Кристаллографические ориентировки аномально растущих зерен, как правило, существенно отличаются от ориентировок окружающих их зерен, по крайней мерена начальных этапах вторичной рекристаллизации. Общей характерной особенностью всех процессов неоднородного роста зерен, по крайней мерена начальных стадиях, является то, что нормальный однородный рост зерен выборочно подавляется. Это означает, что для того, чтобы вторичная рекристаллизация происходила, нормальный рост зерен должен быть настолько медленным, чтобы крупные вторичные зерна могли эффективно расти за счет окружающих их зерен [5]. Такое подавление роста обычно происходит под воздействием дисперсных частиц второй фазы, примесей, декорирующих некоторые границы зерен, а также может быть обусловлено определенными энергетическими, структурными или кинетическими характеристиками границ зерен, унаследованными топологическими преимуществами отдельных зерен или воздействием кристаллографической текстуры. В некоторых материалах неоднородный характер растворения примесей в области границ зерен, по-видимому, также частично способствует развитию вторичной рекристаллизации. Микроструктуры, возникающие в результате неоднородного роста зерен, часто характеризуются существованием сильных кристаллографических текстур. Как правило, текстуры, возникающие при вторичной рекристаллизации, отличаются от текстур, появляющихся в результате первичной рекристаллизации и нормального роста зерен. Также было установлено, что для начала процесса неоднородного роста (огрубления) зерен однозначно определенная минимальная температура отжига должна быть превышена. Наибольшие зерна обычно появляются при температуре, немного превышающей эту минимальную температуру отжига, а при более высоких температурах отжига появляются меньшие по размерам вторичные зерна [5]. Как отмечалось выше, движущие силы неоднородного роста зерен возникают вследствие уменьшения общей площади границ зерен, отнесенной к единичному объему. В отличие от движущей силы, определяющей однородный рост зерен и обусловленной локальным изгибом границы зерна, движущая сила вторичной рекристаллизации, раз уж зерна огромных размеров начали аномально расти, возникает вследствие уменьшения зернограничной энергии группы небольших зерен, окружающих огромные зерна. Подобная ситуация происходит естественным образом в случае, когда неоднородный рост зерна происходит в сильно текстурированном поликристаллическом материале, в котором лишь небольшое количество зерен имеет ориентировку, отличающуюся от ориентировки соседних зерен. При этом предполагается, что большинство нормально растущих зерен отделены друг от друга малоугловыми границами, а аномально растущие зерна могут быть окружены высокоугловыми границами. Это означает, что 28 нормально растущие зерна, характеризующиеся однородным ростом зерен, окружены поверхностями раздела, имеющими как низкую энергию, таки низкую подвижность. Если несколько зерен с высокой разориентировкой границ (те. окруженные высокоугловыми границами) внедрить в такую зеренную структуру, то они будут обладать преимуществом в росте, имея ввиду их более высокую зернограничную энергию и более высокую подвижность границ зерен [5]. Примерами, в которых аномальный рост зерен играет важную роль в создании необходимого комплекса свойств производимых в промышленных масштабах изделий, являются образование в процессе вторичной рекристаллизации зерен с сильной текстурой Госса (110)[001] (те. плоскость (110) ориентирована параллельно поверхности листа, а направление [001] ориентировано параллельно направлению прокатки (НП) в кремнистых электротехнических сталях и образование кубических ориентировок текстур в никелевых сплавах, используемых в качестве подложки для выращивания керамических сверхпроводников. Один из этих примеров, а именно образование зерен с текстурой Госса в содержащих Si мягких магнитных сталях, более подробно рассмотрен ниже. Сильная текстура Госса (110)[001] (рисунок 1.8), развивающаяся в производимых в промышленных масштабах мягких магнитных сталях, содержащих 3% Si, связана с процессом вторичной рекристаллизации [5]. Преимущественный аномальный рост ориентированной зеренной структуры Госса связан с присутствием в материале сдерживающей рост фазы. В роли сдерживающей рост фазы выступают твердые частицы второй фазы, характеризующиеся дисперсным распределением в основной матрице и взаимодействующие с границами зерен. Характер взаимодействия между этими замедляющими рост частицами и границами зерен в кремнистой стали до конца неясен. Предполагается, что взаимодействие обусловлено либо обычным торможением Зенера, либо торможением Зенера в сочетании с изменением свойств твердого раствора, когда частицы начинают растворяться при нагреве на температуру отжига в межкритическом интервале. Под отжигом в межкритическом интервале температур имеется ввиду термическая обработка, в процессе которой происходит частичное фазовое превращение [5]. В этом контексте следует иметь ввиду, что величина действующих в противоположном направлении (обратных) движущих сил, связанных как с торможением Зенера, таки с торможением под воздействием примесей, зависит от кристаллографических параметров, энергии и разориентировки границы зерна. В содержащих Si электротехнических сталях такими имеющими небольшие размеры выделениями, как правило, являются нитриды и сульфиды. Было обнаружено, что на ранней стадии процесса вторичной рекристаллизации (стадия образования зародышей аномального роста зерна) некоторая доля замедляющей рост фазы начинает растворяться, вследствие чего локально действующие обратные движущие силы перестают сдерживать границы зерен. Эта стадия характеризуется внезапным 29 увеличением размеров очень небольшого числа зерен с ориентировкой Госса, которые, после достижения ими преимущества в размерах относительно соседних зерен, оцениваемого в несколько диаметров таких соседних зерен, начинают быстро поглощать всю матрицу поликристаллического материала [5]. Рисунок 1.8 Примеры ребровой текстуры (текстуры Госса) [5] 1.4 Текстура фазовых α-γ превращений За счет реализации определённых напряженно-деформационных условий при контролируемой изотермической прокатке с большой степенью обжатия (более 90 %) по всей толщине листа формируется структура, состоящая из вытянутых в направлении прокатки деформированных аустенитных зерен. В процессе охлаждения после горячей прокатки внутри каждого зерна матричной фазы возникает, как правило, несколько по- разному ориентированных зародышей новой фазы. Каждый из них связан с исходной матричной фазой непроизвольно, а одним из кристаллографически эквивалентных вариантов действующего ориентационного соотношения. Образующиеся из этих зародышей колонии (зерна) новой фазы разделены границами, разориентировки на которых также непроизвольны, а кристаллографически обусловлены. Это касается как параметров вектора разориентировки ω=ω[pqr], таки числа отличающихся друг от друга минимальных разориентировок ω min [6]. 30 Для превращений с кооперативным перемещением атомов характерны определенные ориентационные соотношения решеток двух фаз, зависящие от кристаллической структуры матрицы и образующейся фазы в общем случае независящие от состава и химической природы атомов. Ориентационные соотношения являются следствием закономерного перемещения атомов в кристаллической решетке матрицы. Этим механизмом является дислокационный сдвиговой механизм, осуществляемый путем перемещения частичных дислокаций в матричной решетке по определенным плоскостями в определенных направлениях. Этот процесс аналогичен зарождению и росту деформационных двойников и может стимулироваться приложением внешних напряжений, а также зависеть от наследственной дислокационной структуры матрицы и энергии дефектов упаковки в матричной решетке [7]. Кооперативные превращения фаз с плотнейшими упаковками атомов осуществляются обычно негомогенным сдвигом по семействам плоскостей с плотнейшей упаковкой атомов путем перемещения частичных дислокаций в каждой соседней плоскости или через одну плоскость матричной решетки и более, в зависимости от структуры образующейся фазы. При этом частичные дислокации образуют в матрице дефекты упаковки, воспроизводящие основной мотив укладки атомов новой фазы. Если в превращенном объеме дислокации превращения имеют один и тот же знак во всех параллельных плоскостях сдвига, мартенситное превращение сопровождается макроскопической сдвиговой деформацией формы и образованием вырожденного рельефа на поверхности образцов, как при двойниковании [7]. Превращение ОЦК↔ГЦК может осуществляться дислокациями 1/6a [(01 ̅1]ОЦК || 1/12a [(11 ̅2]ГЦК при движении дислокаций одного знака в каждой последовательной плоскости (011)ОЦК || (111)ГЦК. Превращение протекает с деформацией формы гомогенным сдвигом, сопровождающимся гомогенной деформацией сжатия – растяжения решетки. В ГЦК – решетке дислокации превращения составляют 1/2 от двойникующей дислокации в плоскости (111). Исходя из кристаллографии элементов системы превращения величина сдвига S равно 0,35, деформация формы определяет индексы плоскости габитуса {113}ГЦК || {570}ОЦК. Здесь S – сдвиг при фазовом превращении равный b/d, где b – вектор дислокации превращения и d – межплоскостное расстояние для плоскости движения дислокации. Экспериментально таких плоскостей габитуса не наблюдают в связи со значительной гомогенной деформацией сжатия – растяжения решетки, составляющей, например, при нулевом объемном эффекте плюс 11…12 % в [100] ОЦК в плоскости движения дислокации превращения (011) ОЦК. Объемный эффект при превращении также может влиять на кристаллографию плоскости габитуса, изменяя величину анизотропии однородных деформаций решетки [8]. Выполнение определенных кристаллографических ориентационных соотношений (ОС) при фазовых превращениях, накладывает строгие ограничения на разориентировки кристаллитов новой фазы, образовавшихся в пределах одного зерна исходной фазы. По существу, кристаллиты новой 31 фазы связаны друг с другом набором собственных ОС, которые могут считаться производными от ОС при превращении. В этом смысле границы между зернами новой фазы, по параметрам разориентировки, оказываются непроизвольными, а кристаллографически обусловленными [6]. Параметры кристаллографически обусловленных границ, возникающих после превращений с выполнением ориентационных соотношений, приведенных в таблице 1.3. Данный факт должен играть важную роль в формировании прочностных и пластических свойств низко- и среднеуглеродистых конструкционных сталей, основой структуры которых являются продукты сдвигового γ→α превращения бейнит или мартенсит. В настоящее время существенный интерес к морфологическими кристаллографическим особенностям бейнита и мартенсита связан с возможностью нанодиспергирования структуры стали в процессе соответствующих превращений [9…11]. Сдвиговое γ→α – превращение должно происходить с выполнением определенных ориентационных соотношений (ОС) Нишиямы-Вассермана (Н-В) или Курдюмова-Закса (К-З). Ориентации в кристалле аустенита и бейнитного феррита показаны соотношением Курдюмова-Заксом {111}γ || {011}α, 〈011〉γ ||〈111〉α, представлены на рисунке 1.9 [12]. В результате сдвиговых фазовых превращений, и отсутствия ограничений на места зарождения новой фазы, при превращении из одной ориентировки аустенита может возникать 12 (при выполнении ОС Н- В) или 24 (при выполнении ОС К-З) ориентировок аустенита (таблица 1.5). Таблица. 1.3. Ориентационные соотношения [6] Исходная фаза Конечная фаза Тип ориентационного соотношения ГЦК ОЦК Соотношение Курдюмова – Закса {111} ГЦК || {110} ОЦК ; < 11̅0 > ГЦК || < 11̅1 > ОЦК ОЦК ГПУ Соотношение Бюргерса {011} ОЦК || ГПУ < 111 ̅̅̅̅ > ОЦК || < 100 > ГПУ ГПУ ОЦК {001} ГПУ ||{011} ОЦК ; < 100 ГПУ < 11̅1 > ОЦК ГЦК ГПУ {111} ГЦК || ГПУ < 11̅0 > ГЦК || < 100 > ГПУ ГПУ ГЦК ГПУ {111} ГЦК ; < 100 ГПУ < 11̅0 > ГЦК Согласно [13] деформированные аустенитные зерна после TMCP характеризуются наличием стабильных для ГЦК – решетки девяти 32 ориентировок, а именно (011)[100], две из {011}<211>, две из {011}<111>, две из {112}<111>, две из {4 4 11}<11 11 8>. Таким образом, общее число возникших в результате TMCP ориентировок феррита может составить величину несколько меньшую х или х. Последнее связано стем, что в силу кубической симметрии системы, часть возникающих ориентировок будут совпадать. Очевидно, что при реализации подобного процесса, невозможно существование какой-либо выраженной текстуры в материале, претерпевшем сдвиговое γ→α- превращение. Однако исследования листов трубных сталей, прошедших TMCP, показывает наличие выраженной текстуры [14, 15]. Появление ограниченного числа ориентировок в результате сдвигового превращения, в материале с исходно сложной многокомпонентной текстурой, предполагает наличие неких структурных факторов, существенно ограничивающих возникновение всех возможных ориентаций кристаллитов при фазовой перекристаллизации [16]. Детальное исследование структуры реечного мартенсита в России было инициировано академиком В. Д. Садовским [17]. В последующих работах [16, 17] было надежно установлено, что в пределах одного аустенитного зерна могут формироваться четыре типа мартенситных пакетов, связанных с четырьмя плоскостями {111}γ, каждый из которых содержит рейки шести ориентировок с общей плоскостью {011}α практически параллельной конкретной плоскости {111}γ. Кроме того предполагалось, что ОС при мартенситном превращении являются промежуточными между ОС Курдюмова-Закса и Нишиямы, поскольку отклонения плоскостей {011}α, от {111}γ составляет 0,5°, направлений <111>α от <110>γ составляет 2,5° [16, 18]. Отметим, что из двух традиционных ориентационных соотношений именно ОС Курдюмова-Закса дает шесть вариантов ориентировок реек в пакете, тогда как ОС Нишиямы только три. Анализ взаимосвязи ОС между кристаллитами образующейся фазы с ОС Курдюмова-Закса при полиморфном γ→α превращении показывает, что соответствующие разориентировки оказываются специальными, либо близкими к специальным разориентациям [6]. При этом в работах [7, 16] на основании анализа экспериментальных данных показано, что, по крайней мере, три варианта сочетания (из четырех возможных) различных реек в мартенситном пакете реализуют разориентировки близкие к специальным. В настоящее время удобным инструментом как для определения ОС при фазовых превращениях, таки разориентировок элементов структуры при структурных превращениях является ориентационная микроскопия [19…22]. 33 а б в а - Бейн; б - Нишияма-Вассермана; с - Курдюмова-Закса Рисунок 1.9 Ориентационные соотношения между ГЦК и ОЦК решетками [12] Отметим, что вопрос о механизмах формирования в структуре низколегированных трубных сталей, претерпевающих сдвиговое полиморфное превращение, ориентировок с плоскостями {100}, параллельными направлению деформации в технологических процессах, представляется достаточно важным сточки зрения разрушения трубопроводов в процессе их эксплуатации. Проведенные в работах [23, 24] исследования показывают, что образование «расщеплений» происходит именно по кристаллографическим плоскостям {100}, параллельным исходному направлению деформации. 34 Таблица 1.4. Варианты соотношений аустенита и феррита [9] Варианты Параллельные плоскости Параллельные направления V1 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [11̅0] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V2 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [101̅] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V3 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [011̅] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V4 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅10] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V5 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅01] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V6 (111) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [01̅1] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V7 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅01̅] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V8 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅1̅0] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V9 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [110] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V10 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [011̅] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V11 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [01̅1] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V12 (1̅11) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [101] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V13 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [101̅] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V14 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [110] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V15 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅1̅0] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V16 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [01̅1̅] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V17 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [011] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V18 (11̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅01] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V19 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [11̅0] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V20 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [101] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V21 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [011] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V22 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅10] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 V23 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [1̅01̅] 𝛾 ‖[1̅1̅1] 𝛼 V24 (1̅1̅1) 𝛾 ‖(011) 𝛼 [01̅1̅] 𝛾 ‖[11̅1] 𝛼 1.5 Методы описания текстур материалов В процессе производства материалов на определенных этапах их обработки вдоль какого-либо определенного направления достаточно часто формируется преимущественная ориентировка кристаллов, которая называется текстурой. Текстура – преимущественная ориентация кристаллической решетки монокристаллов (зерен) одной фазы в поликристаллах или молекул в твердых или аморфных телах (жидких кристаллах, полимерах) относительно выбранной внешней системы координат, приводящая к анизотропии свойств материалов. Текстура возникает при направленных воздействиях на материал, в качестве которых могут выступать напряжения (деформации тепловые, электрические и магнитные поля, а также сочетания этих факторов [5]. Множество работ и практический интерес посвящено исследованию текстур, так как они вызывают анизотропию свойств. Экспериментальные методы определения текстуры материалов можно условно подразделить на два типа – методы измерения индивидуальных ориентировок отдельных структурных составляющих и интегральные методы определения текстуры. 35 Каждый из них имеет свои особенности, которые необходимо учитывать при выборе способов определения текстуры для конкретной задачи исследования. В качестве методов измерения индивидуальных ориентировок можно назвать рентгеновский метод получения лауэграмм с зерен более 0,5 мм, метод определения ориентировок в более крупных зернах в оптическом гониометре с помощью фигур травления, метод электронограмм – определение ориентировок микроучастков в образце в просвечивающем электронном микроскопе и другие. Преимуществом этих методов является их «прицельность», возможность заранее выбирать участок для исследования ориентировки, а недостатком может быть неадекватная статистическая выборка для характеристики всей текстуры в образце и то, что непосредственно результат эксперимента не отражает информации об объеме площади) измеряемого участка структуры, те. всей картины в целом [5]. Интегральные методы определения текстуры в материалах включают в себя различные дифракционные методы – рентгеновские, нейтронографические, синхротронного излучения. Общим для всех этих методов является то, что они сразу показывают текстуру в целом для всего облучаемого объема образца, усредняя информацию об ориентировках для отдельных структурных составляющих, причем интенсивность определенной ориентировки пропорциональна ее объему (площади) в облучаемом участке. В зависимости от длины волны излучения и его проникающей способности каждый метод имеет свои особенности. Активно развивающиеся в последнее время методы текстурного анализа с помощью синхротронного излучения обладают очень высокой чувствительностью и позволяют определять наличие в текстуре слабых компонент, не выявляемых обычными рентгеновскими методами. Повышению чувствительности традиционных рентгеновских методов способствует также использование в рентгеновских дифрактометрах позиционно чувствительных дефектов [5]. В последние годы появились методы получения ориентационного изображения структуры материала для получения общей взаимоувязанной информации по структуре и ориентировке материала. Для этого используют компьютерный анализ картин каналирования электронов в сканирующем или просвечивающем микроскопе. При этом на экране монитора получается цветное изображение структуры, содержащее в себе информацию об ориентировке в каждой точке структуры. Обработкой результатов можно получить информацию о текстуре любого заданного участка образца или образца в целом. Способы отображения текстур различны. До недавнего времени стандартным методом представления текстур были двумерные полюсные фигуры прямая (ППФ) – представляет собой гномостереографические проекции нормалей к определенной плоскости решетки для каждой текстурной компоненты обратная (ОПФ) – распределение ориентировки одной оси образца в координатах решетки. В настоящее время для описания текстуры используют функции распределения ориентировок (ФРО), которые дают ее более полное и 36 трехмерное представление. ФРО обычно восстанавливают по полюсным фигурам (рисунок 1.10). Для качественного анализа ФРО можно представить трубкой текстур внутри параллелепипеда определяемого углами Эйлера. Эти трубки соединяют максимумы интенсивности в стопке сечений нитями или волокнами трубки. Тип текстуры отображается положением нескольких нитей внутри куба. Острые максимумы скелетной линии выделяют текстурные компоненты. Текстуры могут описываться как одним текстурным направлением [uvw], таки совокупностью преимущественного направления (hkl), параллельная плоскости прокатки. Обозначают такую текстуру парой 37 символов - (hkl) [uvw], состоящих из индексов соответствующих кристаллографических плоскостей и направлений. 1.6 Текстурная наследственность Одним из частных, но важных с научной точки зрения, результатов работы явилась фиксация факта текстурной наследственности в образцах. Согласно необходимости выполнения ОС Курдюмова-Закса ({111}γ || {110}α, <110>γ || <111>α) или Нишиямы-Вассермана ({111}γ || {110}α, <112>γ || <110>α) в результате сдвиговых фазовых превращений, и отсутствия ограничений на места зарождения новой фазы, при α → превращении из одной ориентировки феррита может возникать минимум 12 ориентировок аустенита. При обратном γ → превращении из одной ориентировки аустенита также может возникать минимум 12 ориентировок феррита [6…9]. Таким образом, при двойной фазовой перекристаллизации общее число возникших ориентировок в пределах исходной ориентировки феррита, может составить величину несколько меньшую 12∙12 = 144. Последнее связано стем, что в силу кубической симметрии системы, часть возникающих ориентировок будут совпадать. Очевидно, что при реализации подобного процесса, воспроизведение исходной текстуры невозможно, также как невозможно вообще существование какой-либо выраженной текстуры. Однако эксперимент показывает обратную ситуацию. На практике наблюдается переход выделенного набора ориентировок феррита через аустенит в набор ориентировок, соответствующих исходным. Подобный механизм воспроизводства текстуры предполагает наличие в структуре материала после ГП неких факторов, ответственных за подобную наследственность. Формирование текстуры при ГП происходит в результате двух последовательно реализованных процессов горячей деформации аустенита и фазового превращения при охлаждении. При горячей прокатке с большой степенью обжатия в 90 % по всей толщине трубы формируется структура, состоящая из вытянутых в направлении прокатки деформированных зерен. Они должны характеризоваться наличием стабильных при деформации ориентировок для ГЦК–решетки [8, 32]. Конкретно в данном случае охарактеризовать напряженное состояние при ГП представляется затруднительным. Однако на основе анализа конечной текстуры можно предположить, что при ГП трубы реализовывалось напряженное состояние, стабильными ориентировками для которого являлись две из семейства {112}<111> ( ) и две из семейства {111}<112> ( ). После окончания горячей прокатки при охлаждении в металле реализуется термодинамически равновесное γ → превращение, нос выполнением определенных ОС, за счет того, что зародыши феррита формируются на границах аустенитных зерен по сдвиговому механизму. В работе [9] показано, что одним из факторов, ограничивающих количество ориентировок при сдвиговом превращении, может являться 38 реализация скольжения в аустените только по определенным системам {111}γ. Выделенность систем скольжения будет заключаться в повышенной плотности дислокаций, и, соответственно, в повышенном уровне полей упругих напряжений в них. В дальнейшем γ → превращение должно идти с выполнением ОС, включающим данные плоскости, согласно [9]. Последнее приводит к ограниченному набору возможных ориентировок фазы внутри исходного аустенитного зерна. После реализации γ → превращения плоскости {110} фазы, входящие в ОС и участвующие в превращении, автоматически должны содержать повышенную плотность дислокаций. Те. в этом случае оказываются выделенными плоскости фазы. Данное различие будет сохраняться между всеми плоскостями {110} фазы даже, предположительно, после термической обработки. Те. при нагреве α → превращение будет происходить по выделенным плоскостям фазы, и, соответственно, формироваться текстура аустенита. При последующем охлаждении по тем же принципам вновь будет формироваться текстура фазы. Данная гипотеза не объясняет влияние на механизм текстурной наследственности температурно-временных параметров термических обработок. Во-первых, при нагреве материала, как в феррите, таки в аустените реализуются процессы полигонизации и рекристаллизации, в результате которых вся избыточная плотность дислокаций должна поглощаться. Во-вторых, данная гипотеза противоречит возникновению действительно большого числа ориентировок в рейках пакетного мартенсита. Таким образом, необходимо еще одно, причем более мощное условие для выделения определенных ориентировок при реализации текстурной наследственности. В работе [25] показано, что формирование зародышей сдвигового превращения существенно облегчается на границах двойников как деформации, таки рекристаллизации, те. когда данное зарождение происходит на специальной границы Σ3. Следует подчеркнуть, что в алюминии, также имеющем ГЦК-решетку, согласно, как теоретическим расчетам, таки экспериментальным наблюдениям специальная граница Σ3 обладает минимальной поверхностной энергией [5], те. может явиться хорошей подложкой для зародыша новой фазы или нового зерна согласно [26]. Также отметим, что специальная граница вблизи температуры фазового перехода может являться источником дислокаций превращения [27]. Кристаллографический анализ (таблица 1.5), подобный, проделанному в работе [28], показывает, что между стабильными ориентировками аустенита с большой долей вероятности формируются специальные разориентации близкие к Σ3 (поворот на 60° вокруг оси <111> // RD; поворот на 70,5° вокруг оси <110> // TD). Граница между аустенитными зернами, находящимися в данных разориентациях, после завершения горячей деформации (но до фазового перехода) превращается в специальную границу. Предположительно, в этом случае трансформация решетки при формировании первых зародышей γ → 39 превращения может реализоваться не в пределах одного аустенитного зерна, а одновременно в соседних зернах, разделенных упорядоченной кристаллографической границей. В результате будут образованы однородные области ферритных кристаллов, связанных двойниковой разориентацией (или близкой к ней. Варианты трансформации парных ориентировок аустенита в парные ориентировки феррита приведены в таблице 1.5. Подобным механизмом формирования феррита, бейнита и даже мартенсита из деформированного аустенита можно объяснить образование сравнительно малого количества ориентировок в фазе и, соответственно, возникновение выраженной текстуры. Важно подчеркнуть, что возникшие в результате γ → превращения парные ориентировки фазы, также связаны между собой специальной разориентацией Σ3. Таким образом, если все последующие фазовые превращения в данном материале будут начинаться на специальной границе соответствующей данным специальным разориентациям, то становится вполне очевидной текстурная наследственность, которая в действительности сводится к сохранению при каждом фазовом переходе одних и тех же специальных разориентаций (в данном случае Σ3). Таблица 1.5 Схема формирования текстуры сдвигового фазового превращения из текстуры аустенита через ОС Курдюмова-Закса({111}γ || {110}α, <110>γ || <111>α) с участием специальной границы Σ3 Ориентировки γ-фазыв результате горячей прокатки Экспериментально наблюдаемые ориентировки фазы Вариант 1 {112}<111> {112}<110> Σ3 (Поворот на 60 o , ось <111>) Σ3 (Поворот на 60 o , ось <111>) {112}<111> {112}<110> Вариант 2 {111}<112> {110}<112> Σ3 (Поворот на 60 o , ось <111>) Σ3 (Поворот на 60 o , ось <111>) {111}<112> {110}<112> 40 1.7 Постановка задачи исследования На сегодняшний день трубные изделия являются просто незаменимым материалом в любой отрасли их применения. Объясняет востребованность таких изделий ряд некоторых факторов максимальный пропускаемый объем при минимальной затрате изделий высокие эксплуатационные характеристики геометрические параметры. Для конечного потребителя интерес представляют определенные эксплуатационные характеристики этих изделий, что позволяет сделать оптимальный выбор. Для достижения указанных свойств необходимых для нефтегазопроводов применяются современные малоуглеродистые трубные стали, а также применяется определенный тип обработки, реализующийся, как правило, в виде направленных деформационных и термических воздействий. Последнее приводит к формированию в материале кристаллографической текстуры, наличие которой придает изделиям определенный уровень ориентационно-зависимых физико-механических свойства учет ее возникновения и развития позволяет оптимизировать известные и разрабатывать новые технологии производства данных материалов. В ряде случаев оказывается значимой не интегральная текстура изделия, а одна из ее слабых компонент. Например, в работах [29…31] показано, что существенную роль в процессах разрушения листов трубных сталей играет компонента текстуры с плоскостью (001) параллельной направлению деформации. Для развития трещины важным является наличие достаточно протяженных областей с соответствующей ориентировкой по своей длине, превышающей критический размер трещины. В процессе производства большинство трубных изделий проходят несколько стадий горячей деформации в аустенитном состоянии с последующим охлаждением, при котором происходит фазовое превращение, затем изделия подвергаются термической обработке (закалка + различные типы отпуска. Таким образом, текстура в трубных изделиях, с одной стороны, это продукт горячей деформации аустенита, ас другой – фазовых превращений. Как правило, сдвиговое γ→α – превращение должно происходить с выполнением определенных ориентационных соотношений (ОС) Нишиямы- Вассермана или Курдюмова-Закса. В результате сдвиговых фазовых превращений, и отсутствия ограничений на места зарождения новой фазы, при превращении общее число возникших ориентировок может составить большую величину. Однако исследования трубных заготовок показывает наличие выраженной текстуры. Появление ограниченного числа ориентировок в результате сдвигового превращения, в материале с исходно сложной многокомпонентной текстурой, предполагает наличие неких структурных факторов, существенно ограничивающих возникновение всех возможных ориентаций кристаллитов при фазовой перекристаллизации. 41 Целью настоящей работы являлось установление основных закономерностей эволюции текстуры в трубных изделиях при их горячей деформации в аустенитном состоянии и последующей термической обработке, включающей фазовую перекристаллизацию. В работе решались следующие задачи 1 Исследовать структуру и текстуру трубных изделий после горячей деформации 2 Исследовать структуру и текстуру трубных изделий после термической обработки, включающей фазовую перекристаллизацию. 3 Определить основные особенности формирования текстур при превращений в трубных изделиях. 42 2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ 2.1 Материал исследования В качестве материалов для исследований использовались образцы сталей 08ХМФЧА, 25ХМФБ, 10Х13Н3МФБ химический состав приведенных марок представлен в таблице 2.1) на технологических стадиях изготовления бесшовных труб горячая деформация в аустенитной области закалка и последующий высокий отпуск (таблица 2.2). Таблица 2.1 Химические составы приведенных марок сталей Марка стали Массовая доля, % C Mn Cr Mo V Nb Ni Si 08ХМФЧА 0,08…0,13 0,45…0,65 0,5…0,7 0,1…0,2 0,04…1,0 0,020 до 0,25 0,2…0,4 25ХМФБ 0,18…0,28 0,84 1,05 0,41 0,06 0,020 до 0,3 до 0,37 10Х13Н3МФБ до 0,10 0,3…0,6 12,5…13,5 0,9…1,1 0,02… 0,04 0,03… 0,05 3,0…3,2 0,2…0,4 Таблица 2.2 Режимы термической обработки и типы структур трубных изделий различных марок сталей Марка стали Ø / h, мм Тип структуры после ГП Режим ТО Тип структуры после ТО 08ХМФЧА 273 / 8 Феррит + перлит Закалка 920 С, отпуск 650 С Отпущенные бейнит + мартенсит 25ХМФБ 245 / 14 Феррит + перлит Закалка 900 С, отпуск 600 С Отпущенный мартенсит 10Х13Н3МФБ 130 / 6 Мартенсит + δ- феррит Закалка 950 С, отпуск 620 С Отпущенный мартенсит На образцах, которые представляли собой прутки или полную толщину стенки трубы с плоскости XY (те. включающей НП и «НН»), приготовлялись металлографические шлифы (рисунок 2.1), на которых проводились исследования структуры и текстуры. При проведении, как структурных исследований, таки текстурном анализе в качестве лабораторной принята система координат (рисунок 2.1), оси которой связаны с направлением прокатки (Х║НП), нормалью к условной плоскости прокатки (Y║«НН») и перпендикулярным им направлением (Z║«ПН»), которое также совпадает с нормалью к плоскости металлографического шлифа. 43 Рисунок 2.1 Схема отбора образцов, исследуемые области и используемая при проведении анализа структуры и текстуры система координат Таким образом, ПН или Z – это направление, с которого проводились все исследования. Очевидно, что выбранные три направления образуют правую тройку векторов. На всех приведенных в работе рисунках (за исключением ФРО): ось Y («НН») направлена вертикально ось Х (НП) – горизонтально Z («ПН») – перпендикулярно к плоскости рисунка. 2.2 Методика исследования Обработка поверхности образцов под ориентационную микроскопию (EBSD) проводилась на шлифовально-полировальном станке Struers LaboPol- 5 с приспособлением для полуавтоматической подготовки от 1 дох образцов Struers LaboForce-1. Шлифование образца производилось на шлифовальной бумаге P400, P800 и P1200 с размером зерна 28…40, 18…14 и 10…14 мкм, соответственно, в течение 15 минут на каждой шлифовальной бумаге. На образцы подавалась нагрузка приблизительно 10 Н. В процессе шлифования для охлаждения и смазывания применялась вода, специальные пасты не использовались. После шлифования производилась полировка образцов на специальном сукне с использованием алмазной суспензии Struers DiaDuo-1 с зернистостью 1 мкм. Продолжительность полировки составила 15 минут. В качестве финальной использовалась полировка с использованием суспензии коллоидного кремния StruersSuspension OP-U в течение 45 минут. В процессе полировки на образцы подавалась нагрузка порядка Н. Электронно-микроскопическое исследование структуры проводили на растровом микроскопе Tescan Mira3 с автоэмиссионным катодом при ускоряющем напряжении 20 кВ. Для определения ориентировки отдельных зерен и анализа локальной текстуры использовалась приставка EBSD HKL 44 Inca с системой анализа OxsfordInstruments. Шаг сканирования составлял 100 нм (0,1 мкм. Погрешность определения ориентации кристаллической решетки – не более плюс-минус 1° (в среднем плюс-минус 0,6°). Малоугловые границы между локальными объемами строились на ориентационных картах при разориентациях от 1 до 7° (линии толщиной в 1 пиксель), при разориентациях не менее 15° проводились высокоугловые границы (линии толщиной в 3 пикселя). В диапазоне 7…15° также проводились малоугловые границы, но несколько большей толщины (линии толщиной в 2 пикселя). Для анализа локальных текстурных состояний использовались ориентационные карты расшифровка, которых производилась в соответствие со стандартным стереографическим треугольником с цветовой дифференциацией кристаллографических направлений (рисунок 2.2). Рисунок 2.2 Стандартный стереографический треугольник с цветовой дифференциацией кристаллографических направлений Для анализа интегральной текстуры использовались ППФ и ФРО. Поскольку ППФ строились в соответствие с выбранной в работе технической системой координат (не общепринятой при проведении текстурных исследований) для выявления основных текстурных компонент использовались сетки, разработанные авторами отчета (рисунок 2.3). 45 Рисунок 2.3 Сетки для определения основных ориентировок (компонент текстуры) с использованием ППФ {100}, {110}, {111} ив выбранной в работе системе координат Основные ориентировки приведены в виде цветных элементарных кристаллографических ячеек с направления Z («ПН») 46 3 РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ 3.1 Эволюция структуры и текстуры при производстве бесшовной трубы из стали 08ХМФЧА Структура и текстура стали после горячей прокатки. В результате ГП и сравнительно медленного охлаждения по всему сечению стенки трубы формируется структура, состоящая из ферритных зерен с выделениями перлита по границам бывших аустенитных зерен (рисунок 3.1). б а в г да сканирующая электронная микроскопия б – ориентационная карта с выделением специальных границ в ориентационная карта с Y («НН»); г – распределение межзеренных границ по углам разориентации; д – частота фиксации специальных границ Рисунок 3.1 Микроструктура стали 08ХМФЧА после ГП 47 Исследования, проведенные методами ориентационной микроскопии (EBSD), показали наличие встали после ГП сильно рассеянной, но при этом выраженной аксиальной кристаллографической текстуры (рисунок 3.2). В выбранной системе координат данную текстуру следует рассматривать как аксиальную с осью <111>, направленную параллельно образующей трубы. а б в га, б, в – ППФ {100}, {110}, {111} соответственно, в виде полюсной плотности г – идентификация автоматической обработки съемки Рисунок 3.2 Текстура стали 08ХМФЧА после ГП в виде ППФ Более детальное исследование текстуры с использованием ФРО рисунок 3.3) показывает, что ее правильнее рассматривать как ограниченную, состоящую из четырех рассеянных компонент две из семейства {112}<110> ( ) и две из семейства {110}<112> ( ). Анализ частот распределений межзеренных границ (рисунок 3.1, в, г) показывает, что в процессе охлаждения помимо собственно γ → превращения (характерно появление специальных границ Σ3, Σ11, с, с, а отсутствие границ в диапазоне углов о [33]), успевают частично реализоваться полигонизация и рекристаллизация характерно появление специальных граница наблюдается переход Σ3 → Σ17b [26]). {100} Y1 X1 {110} {111} {112} Pole Figures [pipe hot rolling center-center.cpr] Iron bcc (old) (m3m) Complete data set 63697 data points Stereographic projection Upper hemispheres Half width:25° Cluster size:3° Exp. densities (mud): Min= 0,06, Max= 3,51 1,36 {100} Y1 X1 {110} {111} {112} Pole Figures [pipe hot rolling center-center.cpr] Iron bcc (old) (m3m) Complete data set 63697 data points Stereographic projection Upper hemispheres Half width:25° Cluster size:3° Exp. densities (mud): Min= 0,06, Max= 3,51 1,36 48 а б а – ФРО образцов стали 08ХМФЧА; б – стандартные сетки сечений ФРО с нанесенными элементарными ячейками (вид с ПН) Рисунок 3.3 Текстура стали 08ХМФЧА после ГП в виде ФРО 49 =50 µm; BC+GB+CSL; Step=0,2 µm; Структура и текстура стали после термической обработки. В результате закалки и высокого отпуска по всему сечению стенки трубы формируется структура, в которой на основе комплексных исследований различными методами можно выделить две основные составляющие отпущенный мартенсит и бейнит (игольчатый феррит) (рисунок 3.4). а б в га сканирующая электронная микроскопия б – ориентационная карта с выделением специальных границ в - распределение межзеренных границ по углам разориентации; г – частота фиксации специальных границ Рисунок 3.4 Микроструктура стали 08ХМФЧА после ТО 50 Отпущенный мартенсит представлял собой пакеты, состоящие из нескольких реек толщиной не более 2 мкм, отличавшихся кристаллографическими ориентировками. Рейки в пакетах разделялись высокоугловыми, преимущественно специальными границами (Σ3, Σ11, с, с, наиболее часто встречающейся из которых является двойниковая граница Σ3 (рисунок 3.4, г. Также рейки в пакетах характеризовались повышенной плотностью малоугловых границ. Отпущенный бейнит представлял собой сравнительно крупные, вытянутые, однородные по ориентировке (без наличия малоугловых границ) зерна. Соответственно форма бейнитных зерен была близка к пластинчатой точнее к «линзовидной»). Текстура стали после ТО (рисунок 3.5) практически повторяет ее текстуру после ГП (рисунок 3.2). Те. по всей толщине стенки трубы наблюдается аксиальная текстура с осью <111>, которая направлена параллельно образующей трубы. Следует отметить, что в данном случае текстура является более острой, в ней также сильнее выражены четыре компоненты две из семейства {112}<110> ( ) и две из семейства {110}<112> ( ) (рисунок 3.6). а б в га, б, в – ППФ {100}, {110}, {111} соответственно, в виде полюсной плотности г – идентификация автоматической обработки съемки Рисунок 3.5 Текстура стали 08ХМФЧА после ТО в виде ППФ {100} Y1 X1 {110} {111} {112} Pole Figures [pipe HT center.cpr] Iron bcc (old) (m3m) Complete data set 106698 data points Stereographic projection Upper hemispheres Half width:25° Cluster size:3° Exp. densities (mud): Min= 0,06, Max= 4,72 1,36 {100} Y1 X1 {110} {111} {112} Pole Figures [pipe HT center.cpr] Iron bcc (old) (m3m) Complete data set 106698 data points Stereographic projection Upper hemispheres Half width:25° Cluster size:3° Exp. densities (mud): Min= 0,06, Max= 4,72 1,36 51 а б а –ФРО образцов стали 08ХМФЧА; б – стандартные сетки сечений ФРО с нанесенными элементарными ячейками (вид с ПН) Рисунок 3.6 Текстура стали 08ХМФЧА после ТО в виде ФРО 52 3.2 Эволюция структуры и текстуры при производстве бесшовной трубы из стали 25ХМФБ Структура и текстура стали после термической обработки. В результате закалки и высокого отпуска в образцах данной стали формируется структура отпущенного мартенсита, представленная на рисунке 3.7. а б в га сканирующая электронная микроскопия б – ориентационная карта с выделением специальных границ в - распределение межзеренных границ по углам разориентации; г – частота фиксации специальных границ Рисунок 3.7 Микроструктура стали 25ХМФБ после ТО =20 µm; Copy of BC; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 =20 µm; BC+GB+CSL; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 53 Наличие выраженной кристаллографической текстуры приблизительно одинаковой) было выявлено в образцах стали 25ХМФБ, что показано на рисунке 3.8 в виде ППФ после термической обработки. Текстура характеризовались наличием слабовыраженных рассеянных компонент {001}<110>, {013}<100>, {011}<110>, {11k}<110>, {111}<112> рисунок 3.9). Согласно [33] данный спектр соответствует ориентировкам α- фазы, полученной в результате сдвигового фазового превращения из стабильных ориентировок деформированного аустенита [8, 32] в соответствии с ОС промежуточными межу Курдюмова-Закса и Нишиямы- Вассермана. а б в га, б, в – ППФ {100}, {110}, {111} соответственно, в виде полюсной плотности г – идентификация автоматической обработки съемки Рисунок 3.8 Текстура стали 25ХМФБ после ТО в виде ППФ 54 а б а – ФРО образцов стали 25ХМФБ; б стандартные сетки сечений ФРО с нанесенными элементарными ячейками (вид с ПН) Рисунок 3.9 Текстура хромомолибденовой стали, выявленная методом EBSD в виде сечений ФРО (φ2 = о φ2 = о) 55 3.3 Эволюция структуры и текстуры при производстве бесшовной трубы из стали 10Х13Н3МФБ Структура и текстура стали после горячей прокатки. Микроструктура образцов из стали 10Х13Н3МФБ после ГП приведена на рисунке 3.10 и представляет собой мартенситные пакеты по всему сечению трубы а б в га сканирующая электронная микроскопия б – ориентационная карта с выделением специальных границ в - распределение межзеренных границ по углам разориентации; г – частота фиксации специальных границ Рисунок 3.10 Микроструктура стали 10Х13Н3МФБ после ГП =20 µm; BC+GB; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 =20 µm; BC+GB+CSL; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 56 После горячей прокатки полученные мартенситные структуры имеют выраженную кристаллографическую текстуру, состоящую из рассеянных ориентировок {001}<110>, {013}<100>, {011}<110>, {11k}<110>, {110}<110> (рисунки 3.11 и 3.12). а б в га, б, в – ППФ {100}, {110}, {111} соответственно, в виде полюсной плотности г – идентификация автоматической обработки съемки Рисунок 3.11 Текстура стали 10Х13Н3МФ после ГП в виде ППФ В локальных областях интенсивность отдельных ориентировок могла достаточно сильно варьироваться. Однако в целом спектр мартенситных ориентировок оставался одними тем же. Согласно [33] данный спектр соответствовал ориентировкам фазы, полученной в результате сдвигового фазового превращения из стабильных ориентировок деформированного аустенита в соответствии с ориентационными соотношениями (ОС) промежуточными межу ОС Курдюмова-Закса и Нишиямы-Вассермана. 57 а б в га – ФРО образцов стали 10Х13Н3МФ ; б стандартные сетки сечений ФРО с нанесенными элементарными ячейками (вид с ПН) Рисунок 3.12 Текстура стали 10Х13Н3МФ после ГП в виде ФРО Структура и текстура стали после термической обработки. Микроструктура образцов после ТО, как и после ГП (рисунок 3.13) преимущественно состояла из мартенситных пакетов. Размер пакетов для 58 всех случаев сопоставим с величиной деформированных (вытянутых параллельно RD) при ГП зерен аустенита. а б в га сканирующая электронная микроскопия б – ориентационная карта с выделением специальных границ в - распределение межзеренных границ по углам разориентации; г – частота фиксации специальных границ Рисунок 3.13 Микроструктура стали 10Х13Н3МФБ после ГП После всех термических обработок полученные мартенситные структуры характеризовались наличием выраженной кристаллографической =20 µm; BC; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 =20 µm; BC+GB+CSL; Step=0.1 µm; Grid1000x1000 59 текстуры, состоящей также из рассеянных ориентировок {001}<110>, {013}<100>, {011}<110>, {11k}<110>, {110}<110> (рисунки 3.14 и 3.15). а б в га, б, в – ППФ {100}, {110}, {111} соответственно, в виде полюсной плотности г – идентификация автоматической обработки съемки Рисунок 3.14 Текстура стали 10Х13Н3МФ после ТО в виде ППФ Распределения межкристаллитных и специальных границ (рисунок 3.13, в, г) в точности соответствуют спектрам специальных ориентаций, возникающих при сдвиговом превращении. Важно подчеркнуть, что ориентировки мартенсита после ГП и после ТО совпадают. Последнее предполагает реализацию в материале текстурной наследственности – основные компоненты текстуры аустенита трансформируются в дискретный набор ориентировок мартенсита при охлаждении после ГП. При последующем нагреве ориентировки мартенсита трансформируются в текстуру аустенита, совпадающую с текстурой фазы при ГП. Закалка восстановленного аустенита приводит к формированию мартенсита с присущим ему набором компонент текстуры (итак далее. Подобный механизм эволюции текстуры при фазовых превращениях предполагает наличие в структуре материала после ГП неких факторов, ответственных за наследственность. Согласно [34] подобным фактором могут служить сформированные при горячей деформации специальные границы Σ3 и Σ11 между деформированными аустенитными зернами. 60 в га –ФРО образцов стали 10Х13Н3МФ ; б стандартные сетки сечений ФРО с нанесенными элементарными ячейками (вид с ПН) Рисунок 3.15 Текстура стали 10Х13Н3МФБ после ГП в виде ФРО а б 61 3.4 Роль термических напряжений в трубных изделиях Важно отметить, что значительные термические напряжения и деформации характерны для деталей с цилиндрической анизотропией термоупругих свойств. Такие свойства имеет материал криволинейных участков деталей таких как, трубные изделия. Термоупругие свойства в окружном направлении криволинейных участков таких деталей значительно отличается от термоупругих свойств этих же участков в радиальном направлении [35]. Рисунок 3.16 Характер распределения радиальных ради окружных окр напряжений в трубных изделиях [35] Если деталь имеет конфигурацию цилиндрической трубы (рисунок 3.16), то охлаждение ее сопровождается появлением окружных и радиальных напряжений, уравновешенных в стенке детали. Окружные напряжения имеют на наружной поверхности трубы знак сжатия, на внутренней — растяжения. Радиальные напряжения на обеих поверхностях трубы равны нулю и достигают максимальной растягивающей величины в центре стенки. Остаточные напряжения, являющиеся следствием появления в полуфабрикате в процессе формования температурных градиентов и взаимодействия с поверхностью технологической оснастки, отличающейся коэффициентом термического расширения, могут быть снижены последующей термообработкой. 62 Термические же напряжения могут быть значительными ив отдельных случаях лимитировать прочность детали. В тоже время эти напряжения могут оказывать влияние на процессы переползания дислокаций за счет создания более благоприятных условий для атомных перескоков в определенных направлениях, рождая максимальные тангенсальные напряжения. Тогда роль упругих волн, возникающих при торможении ионов в поверхностном слое и распространяющихся вглубь материала, состоит в увеличении амплитуды колебания атомов в узлах кристаллической решетки ив повышении вероятности их коллективных перескоков в другие позиции, а роль термических напряжений, пусть даже весьма слабых, – в выделении преимущественных направлений для этих перескоков, в результате чего оказываются возможными направленные, а не хаотические повороты решетки, то есть текстурированное состояние материала [35]. Таким образом, поскольку все трубы имеют одинаковую геометрию, при их охлаждении возникают сдвиги по образующей трубы, а именно γ-α- перестройка, характеризующаяся наличием ярко выраженной ориентировкой с осью <111>. 3.5 Основные закономерности формирования текстуры трубных изделий после различных типов обработки В зависимости от химического состава и скоростей охлаждения после горячей деформации в трубных изделиях фиксировались феррит с небольшим количеством перлита для сталей 08ХМФЧ, 25ХМФБ (рисунок 3.16, а, мартенсит с ферритом для 10Х13Н3МФБ (рисунок 3.17, б. Исследования текстуры после горячей деформации показали наличие как у феррита, таки у мартенсита, сильно рассеянной, но при этом выраженной кристаллографической текстуры, преимущественно состоящей из двух симметричных компонент из совокупности {112}<110> (рисунок 3.17, в, г. После термической обработки или эксплуатации структура всех трубных изделий характеризовалась наличием продуктов сдвигового фазового превращения бейнит и мартенсит для стали 08ХМФЧА (рисунок 3.18, a), мартенсит – для 25ХМФБ и 10Х13Н3МФБ (рисунок 3.18, б, в. Во всех структурах, полученных в результате термической обработки, фаза характеризовалась наличием рассеянной текстуры, в которой можно выделить более выраженные компоненты {112}<110> и менее выраженные {111}<112> и {hh1}<110> (рисунок 3.18, г…е). Кристаллографический анализ компонент текстуры фазы во всех исследуемых случаях, подобный проведенному в [36], показал, что все они могут быть получены в соответствие с ориентационными соотношениями ОС, промежуточными между ОС Курдюмова-Закса и ОС Нишиямы- Вассермана из основных ориентировок текстуры деформированного аустенита [32]. При этом их количество оказывается существенно меньшим, чем теоретически возможное. 63 а в б га микроструктура стали 08ХМФЧ после ГП; б – микроструктура стали 10Х13Н3МФБ после ГП; в текстура стали08ХМФЧ после ГП в виде ППФ; г – текстура стали 10Х13Н3МФ после ГП в виде ППФ Рисунок 3.17 Полученные данные для трубных изделий из различных типов сталей после горячей прокатки (EBSD) Интересно отметить, что основные ориентировки фазы после горячей деформации и после ТО совпадают. Это предполагает реализацию в материалах определенной текстурной наследственности [34]: основные компоненты текстуры деформированного аустенита трансформируются в дискретный набор ориентировок фазы при охлаждении. При последующем нагреве ориентировки фазы трансформируются в текстуру аустенита, совпадающую с текстурой фазы при ее горячей деформации. Закалка восстановленного аустенита приводит к формированию фазы с уже ранее существовавшим набором текстурных компонент. Согласно [34] факторами, ответственными за текстурную наследственность могут служить сформированные при горячей деформации специальные разориентации (РСУ-границы) Σ3 и Σ11 между деформированными аустенитными зернами. Важно подчеркнуть, что текстуру фазы более точно можно определить, как аксиальную текстуру с осью <111>, которая параллельна касательной к диаметру трубы (ППФ {111}, рисунок 3.18). Причем в случае фазовой перекристаллизации α→γ→α' для стали 08ХМФЧА текстура <111> продуктов сдвигового фазового превращения оказывается более острой по сравнению с текстурой феррита после горячей деформации. Последнее позволяет предположить наличие еще одного фактора, ответственного за текстуру трубных изделий, в структуре которых при охлаждении реализуется превращение. Этим фактором являются термические напряжения преимущественно радиальные, возникающие при охлаждении, эпюра 64 которых определяется специфической формой (симметрией) трубы. Одним из факторов, ограничивающих количество ориентировок при сдвиговом превращении, может являться реализация скольжения в аустените только по определенным системам {111}γ. Выделенность систем скольжения будет заключаться в повышенной плотности дислокаций, и, соответственно, в повышенном уровне полей упругих напряжений. В дальнейшем γ-α(α')- превращение должно идти с выполнением ОС, включающим данные плоскости. Последнее приводит к ограниченному набору возможных ориентировок фазы внутри исходного аустенитного зерна. а г б две а – микроструктура стали 08ХМФЧ после ТО б – микроструктура стали 10Х13Н3МФБ после ТО в микроструктура стали 25ХМФБ после ТО г текстура стали08ХМФЧ после ТО в виде ППФ; д – текстура стали 10Х13Н3МФ после ТО в виде ППФ; е – текстура стали 25ХМФБ после ТО в виде ППФ Рисунок 3.18 Полученные данные для трубных изделий из различных типов сталей после термической обработки (EBSD) 65 3.6 Выводы 1. Показано, что в результате горячей деформации бесшовных трубных изделий как в феррите, таки в мартенсите, формируется выраженная кристаллографическая текстура, состоящая из двух симметричных компонент из {112}<110>. 2. Выявлено, что во всех структурах, полученных в результате термической обработки, фаза характеризуется наличием рассеянной текстуры, в которой выделяются {112}<110> и менее выраженные {111}<112> и {hh1}<110>. Текстуру фазы более точно можно определить, как аксиальную текстуру с осью <111>, которая параллельна касательной к диаметру трубы. 3. Установлено, что основные ориентировки фазы после горячей деформации и после термической обработки совпадают. В изделиях реализуется текстурная наследственность основные компоненты текстуры деформированного аустенита трансформируются в дискретный набор ориентировок фазы при охлаждении. При нагреве они трансформируются в ориентировки аустенита, возникшие в результате горячей деформации. 4. Предположено, что процесс формирования текстуры также, как и наблюдающаяся в процессе термической обработки текстурная наследственность, определяются следующими правилами отбора определенных ориентаций фазы при превращении 1) наличием стабильных деформационных ориентировок аустенитных зерен 2) специальными разориентациями (границами) между зернами фазы, на которых начинается превращение 3) ориентационными соотношениями, реализующимися при превращении 4) термическими напряжениями, возникающими в изделии при его охлаждении. 66 ЗАКЛЮЧЕНИЕ Входе настоящего исследования установлены основные закономерности революции текстуры в трубных изделиях при их горячей деформации в аустенитном состоянии и последующей термической обработке, включающей фазовую перекристаллизацию. В качестве материалов для исследований использовались образцы сталей 08ХМФЧА, 25ХМФБ, 10Х13Н3МФБ на технологических стадиях изготовления бесшовных труб горячая деформация в аустенитной области закалка и последующий высокий отпуск. В работе использовалась металлография и ориентационная электронная микроскопия, основанная на дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD). Для анализа локальных текстурных состояний использовались ориентационные карты расшифровка, которых производилась в соответствие со стандартным стереографическим треугольником с цветовой дифференциацией кристаллографических направлений. Для анализа интегральной текстуры использовались ППФ и ФРО. В результате ГП и сравнительно медленного охлаждения по всему сечению стенки трубы формируется определенная структура, состоящая из ферритных зерен с выделениями перлита по границам бывших аустенитных зерен, в случае стали 08ХМФЧА, и мартенситных пакетов, в случае стали 10Х13Н3МФБ. Исследования, проведенные методами ориентационной микроскопии (EBSD), показали наличие в сталях после ГП сильно рассеянной, но при этом выраженной кристаллографической текстуры, преимущественно состоящей из двух симметричных компонент из совокупности {112}<110>. Установлено, что в результате закалки и высокого отпуска по всему сечению стенки трубы формируется структура, в которой на основе комплексных исследований различными методами можно выделить основные составляющие отпущенный мартенсит и бейнит в образцах сталей 08ХМФЧА и 25ХМФБ; а также мартенситные пакеты в образцах стали 10Х13Н3МФБ. Показано, что текстура всех типов стали после заданной термической обработки образцов, практически повторяет ее текстуру образцов после ГП. Более точно сформированную в результате превращения текстуру следует определить, как аксиальную текстуру с осью <111>, которая параллельна касательной к диаметру трубы. Следует отметить, что в данном случае текстура является более острой. Полученные данные о текстурах при термической обработке, входе которой были реализованы прямое α → γ- и обратное γ → превращения, свидетельствуют о фиксации факта текстурной наследственности в представленных образцах. Подобный механизм воспроизводства текстуры предполагает наличие в структуре материала после ГП неких факторов, ответственных за подобную наследственность 1) наличие стабильных деформационных ориентировок аустенитных зерен 2) специальные 67 разориентации границ между зернами фазы, на которых начинается превращение 3) ориентационные соотношения, реализующиеся при превращении 4) термические напряжениями (в основном радиальными, возникающие в изделии при его охлаждении. 68 СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ 1. Готтштайн Г. Физико-химические основы материаловедения учеб. пос. / Г. Готштайн. М БИНОМ. Лаборатория знаний, 2011. 400 с. 2. Гервасьев А. М. Влияние микроструктуры и текстуры на трещиностойкость высокопрочных сталей для магистральных газопроводов нового поколения автореф. дис. … канд. техн. наук. / А. М. Гервасьев. Екатеринбург Урал. федер. унт им. первого Президента России Б. Н. Ельцина, 2011. 24 с. 3. Bae J. H. Study of Texture Development and Anisotropy of Mechanical Properties of API-X80 Line Pipe Steel for Spiral-Welded Pipe / J. H. Bae, S.- H. Choi, K.S. Kim, K.B. Kang // Int. Conf. on Textures of Materials: Proc. of the 14th Int. Conf. Leuven, Belgium. 2005. 4. Baczynski G. J. The Influence of Rolling Practice on Notch Toughness and Texture Development in High-Strength Linepipe / G. J. Baczynski, J. J. Jonas, L. E. Collins // Metallurgical and Material Transactions. V. 30A. 1999. P. 3045-3054. 5. Humphreys F. J. Recrystallization and related annealing phenomena. Secondedition / F. J. Humphreys, M. Hatherly. 2004. 557 р. 6. Золоторевский НЮ. Большеугловые границы, возникающие при фазовых превращениях / Е. В. Нестерова, АС. Рубцов, В. Р. Рыбин, НЮ. Золоторевский // Поверхность. Физика, химия, механика, 1982. № 5. С. 30-35. 7. Штремель МА. Границы и субграницы в пакетном мартенсите / ЮГ. Андреев, Е. И. Заркова, МА. Штремель // Физика металлов и металловедение, 1990. № 3. С. 161-167. 8. Вишняков ЯД. Теория образования текстур в металлах и сплавах учеб. пос. / ЯД. Вишняков, А. А. Бабарэко, С. А. Владимиров, ИВ. Эгиз. М Издательство Наука Институт металлургии имени А. А. Байкова, 1979. 329 с. 9. Gong W., Tomota Y.. Effects of ausforming temperature on bainite transformation, microstructure and variant selection in nanobainite steel / W. Gong, Y. Tomota, A. M. Paradowska, J. F. Kelleher, S. Y. Zhang // ActaMateriala. 2013. №61. P. 4142 – 4154. 10. Shukla R., Ghosh S. K., Chakrabarti D., Chatterjee S. Microstructure, texture, property relationship in thermo-mechanically processed ultra-low carbon micro alloyed steel for pipe line application / // Materials Science and Engineering. 2013. V. 587. No 10. P. 201–208. 11. Zilnyk K. D., Oliveira V. B., Sandim H. R. Z., Moslang A., Raabe D. Martensitic transformation in Eurofer-97 and ODS-Eurofer steels: A comparative study // Journal of Nuclear Materials. 2015. 12. Счастливцев В. М. Некоторые структурные особенности закаленных монокристаллов конструкционной стали, выращенных из расплава / Д. П. Родионов, В. Д. Садовский, Л. В. Смирнов // Физика металлов и металловедение, 1970. Т. 30. №6. С. 1238-1244. 69 13. Гервасьев А. М. Влияние микроструктуры и текстуры на трещиностойкость высокопрочных сталей для магистральных газопроводов нового поколения автореф. дис. … канд. техн. наук. / А. М. Гервасьев. Екатеринбург Урал. федер. унт им. первого Президента России Б. Н. Ельцина, 2011. 24 с. 14. Ray R. K., Jonas J. J. Transformation textures in steels. International Materials Reviews. 1990. P. 35. 15. Hutchinson B., Ryde L., Bate P. Transformation textures in steels. Proc. ICOTOM 16. Штремель МА, Андреев ЮГ, Козлов ДА. Строение и прочность пакетного мартенсита / ЮГ. Андреев, ДА. Козлов // Металловедение и термическая обработка металлов, 1999. №4. С. 10-15. 17. Счастливцев В. М. Структура пакетного мартенсита в конструкционных сталях / В. М. Счастливцев, Л. Б. Блиндт, Л. П. Родионов, ИЛ. Яковлева // Физика металлов и металловедение, 1988. Т. 66. № 4. С. 759-769. 18. Счастливцев В.М. Особенности структуры и кристаллографии реечного мартенсита конструкционных сталей В.М. Счастливцев, Д.П Родионов, Ю.В. Хлебникова, ИЛ. Яковлева / Металлы, 2001. № 5. С. 32-41 19. Zaefferer S., Romano P., Friedel F. EBSD as a tool to identify and quantify bainite and ferrite in lowalloyed Al-TRIP steels/ P. Romano, F. Friedel // Journal of Microscopy. V. 230. №. 3. P. 499–508. 20. Zaefferer S. A critical review of orientation microscopy in SEM and TEM/ S. Zaefferer // Crystal Research and Technology. 2011. V. 46. №. 6. P. 607–628. 21. Kobler A., Kashiwar A., Hahn H., Kubel C. Combination of in situ straining and ACOM TEM: A novel method for analysis of plastic deformation of nanocrystalline metals / A. Kashiwar, H. Hahn, C. Kubel // Ultramicroscopy. 2013. V. 128. P. 68–81. 22. Albou A., Galceran M., Renard K., Godet S. and Jacques P. J. Nanoscale characterization of the evolution of the twin–matrix orientation in Fe–Mn–C twinning-induced plasticity steel by means of transmission electron microscopy orientation mapping / M. Galceran, K. Renard, S. Godet // ScriptaMaterialia. 2013. V. 68. P. 400–403. 23. Xiaolong Y., Yunbo X., Xiaodong T., Di W. Influences of crystallography and delamination on anisotropy of Charpy impact toughness in API X100 pipeline steel / X. Yunbo, T. Xiaodong, W. Di // Materials Science & Engineering A. 2014. V. 607. №23. P. 53-62. 24. Pyshmintsev I., Gervasyev A., Petrov R. H., Olalla V., Kestens L. Crystallographic Texture as a Factor Enabling Ductile Fracture Arrest in High Strength Pipeline Steel. Materials Science Forum. 2012. V. 702-703. P. 770- 773. 25. Nakada N. Deformation-induced martensitic transformation behavior in cold- rolled and cold-drawn type 316 stainless steels / N. Nakada, [et al] // ActaMaterialia. 2010. V. 58. P. 895-903. 70 26. Русаков ГМ. Специальные разориентации и текстурная наследственность в техническом сплаве Fe-3%Si / ГМ. Русаков, и др // Физика металлов и металловедение, 2014. Т. 115. №8. С. 827-838. 27. Горностырев ЮН. Роль границ зерен в гетерогенном зарождении мартенситной фазы / ЮН. Горностырев, и др // Фазовые и структурные превращения в сталях сб. Магнитогорск Магнитогорский дом печати, 2001. С. 209-219. 28. Лобанов МЛ. Взаимосвязь ориентировок деформации и рекристаллизации при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали / МЛ. Лобанов, и др // Металловедение и термическая обработка металлов, 2015. № 8. С. 44-49. 29. Pyshmintsev I., Gervasyev A., Petrov R. H., Olalla V. C., Kestens L. Crystallographic Texture as a Factor Enabling Ductile Fracture Arrest in High Strength Pipeline Steel / A. Gervasyev, R. H. Petrov, V. C. Olalla, L. Kestens // Materials Science Forum. 2012. V. 702-703. P. 770-773. 30. Mohtadi-Bonab M. A. Texture, local misorientation, grain boundary and recrystallization fraction in pipeline steels related to hydrogen induced cracking / M. A. Mohtadi-Bonab, M. Eskandari, J. A. Szpunar // Materials Science & Engineering A. 2014. V. 620. P. 97-106. 31. Pyshmintsev I. Yu., Struin A. O., Gervasyev A. M., Lobanov M. L., Rusakov G. M., Danilov S. V., Arabey A. B. Effect of bainite crystallographic texture on failure of pipe steel sheets made by controlled thermomechanical treatment // Metallurgist. 2016. V. 60, №. 3–4, P. 405-412. 32. Hölscher M. Relationship Between Rolling Textures And Shear Textures In F.C.C. And B.C.C. Metals / M. Hölscher, D. Raabe, K. Lücke // Acta metall. mater. 1994. V. 42. №. 3. P. 879-886. 33. Лобанов МЛ. Исследование специальных разориентаций в реечном мартенсите низкоуглеродистой стали методом ориентационной микроскопии / МЛ. Лобанов, и др // ФММ, 2016. Т. 117. № 3. С. 278- 283. 34. M. L. Lobanov, M. D. Borodina, S. V. Danilov, I. Y. Pyshmintsev and A. O. Struin, Steel in Translation. 2017. V. 47. P. 710–716. 35. Виноградов В. М. Полимерные композиционные материалы Электронный ресурс / издательствоПрофессия. Режим доступа https://plastinfo.ru/information/articles/275/ 36. Lobanov M. L., Rusakov G. M., Redikul’tsev A. A., Belikov S. V., Karabanalov M. S., Struina E. R. and Gervas’ev A. M. Physics of Metals and Metallography.2016. V.117. P. 254–259. |