Влияние наномасштабных мезоскопических структурных состояний, связанных с кривизной кристаллической решетки, на механическое поведение Fe–Cr–Mn аустенитной стали

УДК 621.789 : 620.18

Влияние наномасштабных мезоскопических структурных состояний, связанных с кривизной кристаллической решетки, на механическое поведение Fe-Cr-Mn аустенитной стали

В.Е. Панин123, Н.С. Сурикова1, С.В. Панин12, А.Р. Шугуров1, И.В. Власов1

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия

2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

3 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия

Исследовано влияние комплексной высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки с последующей холодной прокаткой метастабильной нержавеющей Fe-Cr-Mn аустенитной стали на внутреннюю структуру, образование неравновесных е и а' мар-тенситных фаз, возникновение динамических ротаций на поверхностях разрушения, усталостную долговечность при знакопеременном изгибе и износостойкость материала. При скретч-тестировании выявлено сильное возрастание демпфирующего эффекта в сформированной иерархической мезосубструктуре, которая обусловливает образование нанокристаллической зеренной структуры, генерацию в зернах ГПУ е-мартенсита и ОЦК а'-мартенсита, образование на поверхности разрушения вихревой волокнистой субструктуры и возрастание многоцикловой усталости и износостойкости материала. Это связывается с высокой концентрацией наномасштабных мезоскопических структурных состояний, возникающих в зонах кривизны кристаллической решетки при высокотемпературной поперечно-винтовой прокатке в сочетании с низкотемпературной прокаткой в гладких валках. Данные эффекты объясняются самосогласованным механическим поведением ламелей ГПУ е-мартенсита в ГЦК аустенитных зернах и ламелей ОЦК а'-мартенсита, возникающих при холодной прокатке стали после высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки.

Ключевые слова: наномасштабные мезоскопические структурные состояния, кривизна решетки, демпфирующий эффект, динамические ротации, усталостное разрушение, износостойкость

DOI 10.24411/1683-805X-2019-13001

Effect of nanoscale mesoscopic structural states associated with lattice curvature on the mechanical behavior of Fe-Cr-Mn austenitic steel

V.E. Panin1,23, N.S. Surikova1, S.V. Panin12, A.R. Shugurov1, and I.V. Vlasov1

1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia

The paper explores the effect of high-temperature helical rolling followed by cold rolling on the internal structure of metastable Fe-Cr-Mn austenitic stainless steel, formation of nonequilibrium е- and а'-martensite phases in it, dynamic rotations on fracture surfaces, fatigue life under alternating bending, and wear resistance. Scratch testing revealed a strong increase in the damping effect in the formed hierarchical mesoscopic substructure that promotes the formation of a nanocrystalline grain structure, formation of hcp е martensite and bcc а' martensite in grains, formation of a vortical filamentary substructure on the fracture surface, and an increase in the high-cycle fatigue properties and wear resistance. These processes are associated with a high density of nanoscale mesoscopic structural states that arise in lattice curvature zones during high-temperature helical rolling followed by cold rolling with smooth rolls. The described effects are explained by the self-consistent mechanical behavior of hcp е martensite laths in fcc austenite grains and bcc а' martensite laths formed in cold rolling of steel after high-temperature helical rolling.

Keywords: nanoscale mesoscopic structural states, lattice curvature, damping effect, dynamic rotations, fatigue failure, wear resistance

1. Введение

Изучению механического поведения металлических материалов посвящено большое количество монографий [1-6 и др.]. Традиционно механизмы механичес-

кого поведения в различных условиях нагружения связывают с генерацией деформационных дефектов различных масштабных уровней, включая трещины, в трансляционно-инвариантной кристаллической решет-

© Панин В.Е., Сурикова Н.С., Панин C.B., Шугуров А.Р., Власов И.В., 2019

ке. Однако в большинстве случаев трансляционная инвариантность кристаллической решетки в деформируемом твердом теле сильно нарушается [7-12], что не позволяет корректно описать пластическую деформацию и разрушение в рамках линейного подхода механики Ньютона. В настоящей работе подробно исследуется механическое поведение Fe-Cr-Mn аустенитной стали, которая при одноосном растяжении обнаруживает сложные структурно-фазовые трансформации исходной ГЦК-решетки с образованием ГПУ и ОЦК мартенсит-ных фаз [13-15]. Согласно [7-12], при изменении кристаллической структуры в междоузлиях зон кривизны решетки возникают наномасштабные мезоскопические структурные состояния. Таким образом, контролируемый учет кривизны кристаллической решетки является основой нелинейной мезомеханики деформируемого твердого тела.

Для создания кривизны кристаллической решетки во всем объеме Fe-Cr-Mn аустенитной стали в настоящей работе использовали комплексную обработку «высокотемпературная поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка при комнатной температуре». Данная комплексная обработка позволила выявить новые важные закономерности механического поведения аусте-нитной стали в отличие от известных результатов в [1320].

2. Материал и методы исследования

Исследуемая сталь 12Х15Г9НД в состоянии поставки имела следующий состав (вес. %): Fe-0Л2C-(14.0* 16.5)Сг-(8.5-10.5)Мп-(1.0-1.5)№-2.0Си-0.060Р-0.030S-0.2N.

Высокотемпературную многоступенчатую поперечно-винтовую прокатку стали проводили на трехвалко-вом министане винтовой прокатки РСП 14-40 мощностью 33 кН со ступенчатым понижением температуры на 50 °С. После каждого прохода прокатки проводили закалку заготовки в холодной воде. Суммарная степень истинной логарифмической деформации стали при высокотемпературной поперечно-винтовой прокатке составила 0.7-0.8. Последующую холодную продольную прокатку на гладких валках осуществляли на прокатном стане марки «Вальцы ВЭМ-3», арт. 01002 с автоматической системой смазки до суммарной степени деформации 1.8-2.0.

Механические испытания образцов на одноосное растяжение выполняли на универсальной электромеханической испытательной машине 1ш^оп-5582 со скоростью 5 • 10-4 с-1 при комнатной температуре. Для определения усталостной долговечности образцы подвергали знакопеременному изгибу с амплитудой ±10 мм и частотой 430 мин-1 при температуре Т = 293 К. Образцы имели форму плоских пластин размерами 80 х 10 х 2 мм3.

Измерение механических характеристик образцов методом наноиндентирования, а также их скретч-тести-

рование проводили с помощью прибора Nanotest (Micro Materials Ltd., Wrexham, UK). Твердость и модуль упругости определяли с использованием пирамидки Берковича при максимальной приложенной нагрузке 50 мН. Для проведения скретч-тестов использовали конический индентор с радиусом закругления при вершине 25 мкм, который перемещался вдоль поверхности образца со скоростью 10 мкм/c. Дистанция перемещения индентора при постоянно приложенной нагрузке 50, 100 и 200 мН составляла 400 мкм. Топографию поверхности образцов после скретч-тестирования исследовали методом атомно-силовой микроскопии в контактном режиме с помощью прибора Solver HV.

Структурные исследования выполняли методами оптической, растровой и просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. При этом использовали световой микроскоп марки Zeiss Axiovert 25, растровый электронный микроскоп Philips SEM 515, систему с электронным и сфокусированным ионным пучком Quanta 200 3D, оснащенную приставкой NORDLYS Oxford Instruments HKL Technology для автоматического анализа дифракции обратно рассеянных электронов, электронный просвечивающий микроскоп JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200кВ и рентгеновскую установку ДРОН-7 (ЦКП «НАНО-ТЕХ» ИФПМ СО РАН).

Фольги для электронной микроскопии готовили методом струйной электрополировки на модифицированном приборе ПТФ в охлажденном растворе уксусной и хлорной кислот в соотношении 5 : 1 при напряжении на электродах 50 В.

3. Результаты исследований

3.1. Влияние высокотемпературной поперечно-винтовой прокатки и последующей холодной продольной прокатки на гладких валках на микроструктуру аустенитной стали

Высокотемпературная поперечно-винтовая прокатка не изменяет фазовый состав аустенитной стали. Возникает слоистая структура с разной степенью кривизны-кручения кристаллической решетки, происходит измельчение зеренной структуры. В приповерхностных слоях материал имеет глобулярную структуру со средним размером зерна d ~ 0.57 мкм, в приосевой зоне зерна имеют вытянутую вдоль направления прокатки форму. В объеме зерен хорошо развита малоугловая субструктура. Доля специальных двойниковых границ с раз-ориентацией -60° существенно уменьшается. Пределы текучести о02 и прочности ств возрастают соответственно от 400 до 620 МПа и от 850 до 1050 МПа. Пластичность снижается от 90 до 55 % (степень истинной деформации е = 0.7).

Микроструктура аустенитной стали существенно изменяется в результате интенсивной холодной деформации до е = 1.8 после поперечно-винтовой и холодной

m

^t С !

4 \ ^ в

Щ 250 нм

Рис. 1. Структура стали 12Х15Г9НД после ступенчатой поперечно-винтовой горячей прокатки до е ~ 65 % и последующей холодной прокатки до е ~ 80 %: светлое поле

прокатки. В аустенитных зернах формируется двухфазная (е-мартенсит + а'-мартенсит) нанокристаллическая мезосубструктура. Преобладают зерна, содержащие а'-мартенсит с искаженной ОЦК-структурой. По рентгено-структурным оценкам объемная доля а'-мартенсита после степени прокатки еист ~ 1.8 составляет=85.6 %, размер областей когерентного рассеяния -40 нм. Холодная прокатка формирует неоднородную структуру. В областях образцов, которые испытали большие степени пластической деформации, размер зерен составляет 40100 нм. В областях образцов с меньшей степенью деформации (рис. 1) наблюдаются аустенитные зерна с размером 200-400 нм (рис. 1, в) и зерна с зонами ферритной структуры размерами 30-400 нм (рис. 1, г).

Процессы фрагментации при холодной прокатке начинаются с формирования в различных зернах материала тонких дефектов упаковки и зародышей е-мартен-сита (рис. 2, а) или пластин а'-мартенсита (рис. 2, в).

Представленные на рис. 1, 2 результаты свидетельствуют о том, что ламели е-мартенсита и а'-мартенсита являются важными промежуточными фазами для структурной трансформации ГЦК-аустенита в ОЦК феррит-ную фазу. Следует также отметить сильную текстуриро-ванность внутризеренной структуры. В аустенитных кристаллах направление и плоскость прокатки близки к <111) у и <110) у соответственно, в ферритных областях — к <110)а и {111}ау.

Таким образом, в объеме наноструктурированной аустенитной стали, подвергнутой комплексной обработке «поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка в гладких валках», формируется многомасштабная иерархически организованная структура, которая позволяет осуществлять трансляционно-ротационные моды пластической деформации от макро- до наномасштаб-ных уровней. Рассмотрим механизмы такой пластической деформации при разрушении в условиях одноосного растяжения.

3.2. Структура поверхности разрушения при одноосном растяжении образцов аустенитной стали после различных обработок

Характер разрушения при растяжении аустенитной стали в исходном состоянии и после комплексной обработки схематично представлен на рис. 3. В исходном состоянии стали на первом этапе разрушение происходит распространением трещины нормального отрыва (рис. 3, а). Завершается разрушение распространением трещины продольного сдвига. Разрушение образцов, подвергнутых поперечно-винтовой и холодной прокатке, осуществляется только распространением трещины продольного сдвига (рис. 3, б).

Структура поверхностей разрушения образцов стали в исходном состоянии (рис. 4-6) свидетельствует об объемно-напряженном состоянии при разрушении.

Рис. 2. Темнопольное изображение ламелей е-мартенсита в рефлексе 011е

После обработки по схеме «поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка» разрушение образцов при растяжении происходит в условиях плосконапряженного состояния (рис. 7).

Характер разрушения образцов исходной стали в иерархии масштабов зеренной структуры представлен на рис. 4-6. Зернограничное скольжение конгломератов зерен (рис. 4) сопровождается образованием стохастических микротрещин, а также инициирует индивидуальные аккомодационные повороты отдельных зерен с об-

Рис. 3. Схема распространения магистральной трещины при разрушении в условиях одноосного растяжения образцов исходной аустенитной стали

разованием в них микропор (рис. 5). Хорошо выраженный ямочный излом на поверхности нормального отрыва (рис. 6, а), также сопровождаемый образованием микропористости, есть признак вязкого характера разрушения [21, 22]. Образование микропор связано с ко-алесценцией вакантных узлов решетки в условиях пластической дисторсии в междоузлиях зон кривизны решетки [7, 8].

Квазиупругие сколы в зонах распространения трещин продольного сдвига (рис. 5, б и 6, б) также обнаруживают микропористость. Это свидетельствует о важной роли аккомодационных процессов пластической дисторсии на наномасштабном уровне при различных механизмах разрушения исходной аустенитной стали. Другими словами, самосогласование поворотных мод деформации в широком диапазоне масштабов от макро до нано обусловливает высокую пластичность 5 = 90 % при одноосном растяжении исходной аустенитной стали.

Возникающая при обработке стали методом «поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка» большая концентрация переходных мартенситных фаз в зернах ГЦК-аустенита с е-мартенситом и зернах с зонами ОЦК ферритной структуры в а'-мартенсите обусловливает возможность возникновения динамических ротаций как механизма структурной турбулентности (рис. 7). Основы явления структурной турбулентности в деформируе-

Рис. 4. Возникновение стохастических трещин на поверхности разрушения при растяжении образцов исходной аустенитной стали: зона нормального отрыва

Рис. 5. Поворотная мода конгломерата зерен исходной стали в зоне нормального отрыва, аккомодированная поворотами индивидуальных зерен с образованием в них микропор

Рис. 6. Ямочный излом вязкого разрушения исходной стали в зоне нормального отрыва

Рис. 7. Цинамические ротации с образованием вихревой волокнистой структуры на поверхности разрушения образцов стали после поперечно-винтовой и холодной прокатки: начальная (а) и конечная (б) зоны магистральной трещины продольного сдвига

нм

-100 H

-200

Состояние Характеристики

Н, ГПа E *, ГПа R, %

Исходное 3.7 ± 0.2 229 ± 31 7

После поперечно-винтовой и холодной прокатки 4.9 ± 0.3 190 ± 12 14

версии)

мом твердом теле подробно изложены в [23, 24]. Наличие в междоузлиях зон кривизны решетки наномасш-табных мезоскопических структурных состояний создает возможность синтеза вихревых нановолокон материала в условиях структурной турбулентности. Образование иерархии динамических ротаций наблюдали на поверхностях разрушения во многих работах [7, 10, 25, 26]. Однако природа их образования и связь со структурной турбулентностью пластического течения атомов в зонах кривизны кристаллической решетки ранее не обсуждалась.

3.3. Эффект демпфирования в структуре аустенит-ной стали после обработки по схеме «поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка»

Исследование эффекта демпфирования в гетерогенной внутренней структуре аустенитной стали проводили методом скретч-тестирования при нагрузках на инден-торе 50, 100 и 200 мН. При всех исследованных нагрузках эффект демпфирования четко проявился. На рис. 8, 9 представлены профили дорожек на исходной и обработанной поверхности образцов аустенитной стали при нагрузке на инденторе 100 мН.

Как видно на рис. 8, на поверхности высокопластичной исходной стали формируется хорошо выраженная гладкая бороздка глубиной -170 нм. На поверхности бороздки хорошо выражены линии пластических сдвигов. Качественно другой тип бороздок формируется на поверхности образцов после комплексной поперечно-

Рис. 9. Гофрированная поверхность

винтовой и холодной прокатки (рис. 9). Глубина бороздки составляет 15 нм, а ее центральная зона экструдиро-вана выше исходной поверхности на -15 нм. На поверхности бороздки в обработанной стали (рис. 9, а) следов пластических сдвигов нет. Пластическая экструзия осуществляется наноструктурными трансформациями. Эффект демпфирования очень большой, при этом связан с неоднородным распределением напряжений на границе раздела дна бороздки и основного материала.

Механические характеристики аустенитной стали в различном состоянии представлены в табл. 1. Как видно из табл. 1, нанотвердость Н в результате комплексной поперечно-винтовой и холодной прокатки возрастает, модуль упругости Е * снижается, а коэффициент восстановления формы R возрастает в 2 раза. Вязкий характер экструзии материала при скретч-тестировании проявляется не только в области бороздки, но и в прилегаю-

Таблица 1

Нанотвердость Н, модуль упругости Е * и коэффициент восстановления формы R для стали в разных состояниях

Состояние

Исходное

После поперечно-винтовой и холодной прокатки

Характеристики

Н, ГПа

3.7 ± 0.2

4.9 ± 0.3

E *, ГПа

229 ± 31

190 ± 12

R, %

14

Таблица 2

Влияние комплексной обработки по схеме «поперечно-винтовая прокатка (ПВП) + холодная прокатка (ХП)» аустенитной стали на характеристики ее усталостной долговечности и износостойкости

Состояние

Характеристики Исходное После ПВП После ПВП + ХП

Число циклов

при усталостном 3 млн 45 млн

разрушении

Коэффициент интенсивности износа, 105 мм3/н • м 8.58 8.25 1.30

щем к ней слева и справа материале. Во всех этих зонах нет следов пластических сдвигов, но геометрически четко проявляется неоднородность распределения напряжений на внутренних поверхностях раздела между пластически деформированным при движении индентора поверхностным слоем и упругой подложкой.

3.4. Влияние обработки по схеме «поперечно-винтовая прокатка + холодная прокатка» на развитие сверхмногоцикловой усталости и износостойкость аустенитной стали

Наноструктурирование внутренней структуры во всем объеме аустенитной стали и сильный эффект демпфирования материала при скретч-тестировании должны повышать усталостную долговечность кристаллической решетки [6, 27]. Более того, известно, что нано-структурирование материала способствует развитию в нем сверхмногоцикловой усталости. Это полностью подтвердилось при обработке аустенитной стали поперечно-винтовой прокаткой в сочетании с последующей холодной прокаткой в гладких валках. Результаты проведенного исследования приведены в табл. 2.

В табл. 2 представлены два принципиально важных результата.

Во-первых, полученные данные подтверждают многоцикловое усталостное разрушение (3 • 106 циклов до разрушения) в исходной аустенитной стали и сверх-многоцикловое усталостное разрушение (более 45 х х 106 циклов до разрушения) после поперечно-винтовой и холодной прокатки данной стали1. Если традиционно для реализации сверхмногоцикловой усталости необходимо существенно снижать внешнее приложенное напряжение [27, 28], то результаты в табл. 2 получены при одинаковом внешнем напряжении. Другими словами, переход многоцикловой усталости в сверхмного-

1 На момент публикации статьи эксперимент по циклическому нагру-жению образцов после поперечно-винтовой и холодной прокатки не завершен.

цикловую усталость может быть достигнут созданием специфической внутренней субструктуры на наномасш-табном структурном уровне.

Во-вторых, обработка поперечно-винтовой прокаткой не изменила износостойкость аустенитной стали. Для этого потребовалась дополнительная холодная прокатка для создании в аустенитных зернах ОЦК феррит-ных зон в аустенитной стали. Механизм формирования частиц износа также связан с усталостным разрушением трибоконтакта. При движении контртела по плоской поверхности материала каждый мезообъем вначале сжимается, а затем растягивается. Такая циклическая деформация обусловливает усталостную фрагментацию материала и образование частиц износа.

Гетерогенная иерархическая структура, создаваемая в аустенитной стали при поперечно-винтовой и холодной прокатке, эффективно функционирует в условиях трибоконтакта. При сжатии контртелом мезообъемов гетерогенной аустенитной стали ОЦК ферритные зерна сжимаются упруго, а ламели ГПУ е-мартенсита встраиваются в плотноупакованную ГЦК-структуру аустенита по механизму «прямое + обратное мартенситное превращение» [18]. При последующем растяжении данного мезообъема ламели ГПУ е-мартенсита восстанавливаются на межузельных наномасштабных структурных состояниях, а локальные напряжения в ОЦК ферритных зернах релаксируют. Данные процессы обратимы и существенно задерживают пластические деформации, возникновение трещин и образование частиц износа. Подчеркнем, что данный эффект также связан с обратимыми структурными трансформациями на наномасш-табном структурном уровне, где в междоузлиях кривизны решетки могут существовать наномасштабные мезоскопические структурные состояния.

4. Обсуждение результатов

4.1. Структурная турбулентность пластического течения в условиях кривизны решетки и наличия наномасштабных мезоскопических структурных состояний в междоузлиях ее кривизны

В трансляционно-инвариантном кристалле турбулентного пластического течения быть не может. Однако появление зон кривизны кристаллической решетки и возникновение в междоузлиях кривизны решетки наномасш-табных мезоскопических структурных состояний радикально изменяет механизмы пластической деформации и разрушения твердых тел. Возникает эффект пластической дисторсии [10], образуется вихревая нановоло-конная мезосубструктура [7, 25], развиваются структурная турбулентность и динамические ротации [9, 10, 26].

Моделирование методом возбудимых клеточных автоматов зернограничного скольжения в границах зерен, не имеющих трансляционной инвариантности, предсказывает структурную турбулентность пластического течения [29]. При этом учитывается кривизна решетки в

границах зерен и их приграничных зонах. Это удовлетворительно объясняет низкотемпературную ползучесть поликристаллов, описываемую в теории Набар-ро-Херринга [30, 31] избыточными вакансиями.

Возникновение в полосах локализованной деформации кластеров избыточных вакансий, число которых достигает -500 при размере кластера -3.5 нм, обнаружено в [32] при растяжении фольги золота в колонне просвечивающего электронного микроскопа. В таких вакан-сионных кластерах образуются тетраэдры дефектов упаковки, которые могут перемещаться по направлению <110) с энергией миграции Ех = 0.19 эВ. Напомним, что энергия миграции одиночной вакансии в золоте составляет £у = 0.85 эВ. Это означает, что миграция ваканси-онных тетраэдров не является диффузионным процессом, а связана со структурными трансформациями на-ноструктурных тетраэдров вдоль направления <110).

Как отмечалось выше, в структуре мартенситной фазы, объем которой достигает 85.6 %, возникают области когерентного рассеяния размером -40 нм. Это очень важный элемент наноструктуры, который способствует образованию наноструктурных зерен в аустенитных и ферритных зернах, что демонстрировалось выше на рис. 1, 2. Очевидно, как в полосах локализованной деформации, так и в неравновесных мартенситных ламе-лях на рис. 1, 2 могут возникать различные структурные конфигурации: высокоподвижные тетраэдры дефектов упаковки, малоподвижные октаэдры дефектов упаковки, разориентированные нанофрагменты, нанозерна различного состава, включая нанокарбиды, нанокарбо-нитриды и др. Наличие в метастабильной аустенитной стали 85.6 % неравновесной мартенситной фазы с размером областей когерентного рассеяния -40 нм создает возможность осуществления обратимых структурно-фазовых трансформаций в образцах стали при их циклическом нагружении. Механизм подобных трансформаций рассмотрен ниже.

4.2. Механизм обратимых структурно-фазовых трансформаций и сверхмногоцикловой усталостной долговечности в аустенитной стали после поперечно-винтовой и холодной прокатки

Поскольку при циклическом нагружении отдельные объемы образца периодически испытывают знакопеременную деформацию растяжение-сжатие, осуществить этот процесс обратимо без зарождения трещин можно только в условиях обратимых структурно-фазовых трансформаций. Наноструктурные зерна ГЦК-аустени-та и зоны ОЦК ферритной фазы имеют разные пределы текучести и окружены мартенситной фазой, которая возникает на основе межузельных наномасштабных структурных состояний в зонах кривизны решетки, не имеющих трансляционной инвариантности. Ламели ГПУ е-мартенсита в условиях сжатия могут встраиваться в ГЦК-структуру аустенита, трансформируясь в плот-

ноупакованную конфигурацию. Это обусловливает неупругую деформацию сжатия образца. Ламели ОЦК а'-мартенсита в условиях сжатия будут упруго изменять пространственную ориентацию ковалентных d-связей и генерировать локальные напряжения. При растяжении в условиях циклического нагружения упругие напряжения в ОЦК ферритной зоне будут релаксировать и вызывать в зернах аустенита восстановление ГПУ е-мартенсита, осуществляя неупругую деформацию растяжения. Такие процессы структурных трансформаций являются обратимыми в наноструктурных материалах [33-35], что обусловливает эффект демпфирования их структуры в условиях циклического нагружения и возрастание усталостной долговечности в режиме сверх-многоцикловой усталости.

Подобный эффект демпфирования хорошо проявляется при скретч-тестировании (рис. 9). При движении индентора в процессе скретч-тестирования на первой стадии происходит сжатие мартенситной фазы. Ламели ГПУ е-мартенсита трансформируют свою структуру в ГЦК-решетку плотноупакованного аустенита. Пространственно-ориентированные по диагоналям куба структурные элементы ОЦК а'-мартенсита, связанные с d-электронами, испытывают квазиупругое сжатие. После прохождения индентора е-мартенсит восстанавливает свою ГПУ-структуру и бороздка на рис. 9 проявляет эффект демпфирования. Релаксация высоких локальных упругих напряжений в а'-мартенсите инициирует восстановление дорожки после прохождения ин-дентора. Таким образом, структурные трансформации в аустенитной стали после поперечно-винтовой холодной прокатки действительно являются обратимыми при циклических внешних воздействиях.

В основе повышения усталостной долговечности аустенитной стали, когда деталь нагружается ниже предела текучести трансляционно-инвариантного материала, лежит создаваемая поперечно-винтовой и холодной прокаткой неравновесная наноструктурная мартенсит-ная структура, связанная с кривизной решетки. Важную функциональную роль играет пространственное распределение ламелей е- и а'-мартенсита [20]. Оно обеспечивает сложное пространственное распределение кривизны решетки и различную природу наномасштаб-ных мезоскопических структурных состояний, возникновение высоких локальных внутренних напряжений и возможность осуществлять сверхмногоцикловую усталость без образования усталостных трещин при достаточно высоких внешних напряжениях.

4.3. Роль азота и последовательности структурно-фазовых трансформаций в механическом поведении аустенитной стали

В механическом поведении аустенитных сталей очень важную роль играет наличие азота, который сильно влияет на структурно-фазовые мартенситные транс-

формации в деформируемом материале [13-15]. В аус-тенитной стали азот растворен в плотноупакованной ГЦК кристаллической решетке. Для генерации ОЦК а'-мартенсита требуется увеличение локального удельного объема в кристаллической решетке. Он создается в ГПУ-структуре е-мартенсита в условиях начальной стадии холодной прокатки. В ходе холодной прокатки часть ламелей ГПУ е-мартенсита встраивается в ГЦК-решетку аустенита, а избыточный объем позволяет зарождаться ламелям ОЦК а'-мартенсита. Это обусловливает обязательную последовательность у ^ е-мартен-сит ^ а'-мартенсит при структурных трансформациях в метастабильных аустенитных сталях. Когда в условиях высокой кривизны решетки происходит образование ОЦК а'-мартенсита, ковалентные связи d-элект-ронов в ОЦК-структуре ламелей а'-мартенсита блокируются азотом по механизму [7]. Это повышает как предел текучести, так и предел прочности стали. Ударная вязкость такого материала снижается, особенно при низких температурах.

При содержании азота в аустенитной стали более 0.5 % структурные трансформации с образованием ГПУ е и ОЦК а' мартенситных ламелей становятся невозможными [13] и интенсивно развивается деформационное двойникование как ротационная мода пластического течения. При этом сохраняется достаточно высокая пластичность материала. Однако эффект демпфирования в материале уже не наблюдается.

Согласно [13], при одноосном растяжении последовательность структурных трансформаций у ^ е ^ а' развивается по мере увеличения степени деформации. Это согласуется с использованной в настоящей работе обработкой аустенитной стали. Высокотемпературная поперечно-винтовая прокатка с образованием кривизны кристаллической решетки во всем объеме материала осуществлялась до степени деформации 0.7-0.8. При последующей холодной прокатке с образованием е-мар-тенсита и а'-мартенсита суммарная степень деформации составляла 1.8-2.0. Тем самым создается самосогласованная система двух типов мартенситных ламе-лей: е и а' линейных мартенситных фаз с метастабиль-ной структурой. Ламели ГПУ е-мартенсита, ориентированные в соответствии с ориентационным соотношением {111}а / {002}е относительно матричной у-фа-зы [20], могут встраиваться в плотноупакованную ГЦК у-фазу при сжатии. При растяжении ламели е-мартен-сита восстанавливаются, создавая увеличение локального объема в ГПУ-структуре.

В ОЦК а' мартенситных ламелях ковалентные связи d-электронов ориентированы по диагоналям кубической ячейки. В окружении ГЦК-структуры у-фазы и ГПУ е-мартенсита пространственные углы ковалентных d-связей а'-мартенсита могут изменяться, создавая локальные напряжения. Эти локальные напряжения воздействуют на обратимые трансформации ламелей

е-мартенсита в условиях циклического внешнего нагру-жения. Такие обратимые взаимодействия е и а' мартенситных ламелей обусловливают развитие сверхмного-цикловой усталости метастабильной аустенитной стали.

Концентрация азота CN = 0.2 % в исследованной ме-тастабильной аустенитной стали создает возможность генерации в ней метастабильных е и а' мартенситных ламелей, взаимодействующих самосогласованно в условиях циклического нагружения.

5. Заключение

Описание деформируемого твердого тела как многоуровневой иерархически организованной системы в литературе обычно ограничивается микромасштабным структурным уровнем, где рассматриваются деформационные дефекты трансляционно-инвариантной кристаллической решетки. В проблеме механического поведения материалов важную роль играет развитие кривизны кристаллической решетки, в междоузлиях которой возникают наномасштабные мезоскопические структурные состояния [7, 10, 12]. В настоящем исследовании такие наномасштабные мезоскопические структурные состояния создавались в аустенитной нержавеющей Fe-Cr-Mn стали комплексной поперечно-винтовой прокаткой, в которой многоступенчатая высокотемпературная поперечно-винтовая прокатка сопровождалась холодной прокаткой в гладких валках с результирующей пластической деформацией 1.8-2.0.

Подобная комплексная обработка создает в стали наноструктурные ГЦК аустенитные зерна, зоны с ОЦК ферритной структурой и образование в межузельном пространстве кривизны решетки неравновесных фаз е-и а'-мартенсита на основе наномасштабных мезоскопи-ческих структурных состояний. При механическом на-гружении образцов их неравновесная гетерогенная мар-тенситная структура испытывает обратимые структурно-фазовые трансформации, которые обусловливают возникновение нанокристаллической структуры материала, образование вихревой волокнистой структуры и динамических ротаций на поверхности разрушения, увеличение износостойкости и переход многоцикловой усталостной долговечности исходного материала в режим сверхмногоцикловой усталости без снижения внешнего приложенного напряжения.

Работа выполнена в рамках государственного задания по Программе фундаментальных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. (проекты III.23.1.1, III.23.1.3), гранта Президента РФ по поддержке ведущих научных школ № НШ-5875.2018.8, проектов РФФИ (№№ 18-08-00221, 17-01-00691).

Литература

1. Meyers M.A., Chavla K.K. Mechanical Behaviour of Materials. - New York: Prentlee Hall, 1999. - 630 p.

2. Courtney T.R. Mechanical Behaviour of Materials. - New York: Mc Graw-Hill, 2000. - 733 p.

3. Cahn R. W. The Coming of Materials Science. - Amsterdam: Elsevier Science Ltd., 2001. - 571 p.

4. Фортов В.Е. Экстремальное состояние вещества. - M.: Физматлит, 2009.

5. Терентьев В.Ф., Кораблева С.А. Усталость металлов. - M.: Наука, 2015. - 484 с.

6. Шанявский А.А. Моделирование усталостных разрушений металлов. Синергетика в авиации. - Уфа: Монография, 2007. - 495 с.

7. Panin V.E., Egorushkin V.E., Elsukova T.F., Surikova N.S., Pochiva-lov Yu.I., Panin A.V. Multiscale Translation-Rotation Plastic Flow in Polycrystals // Handbook of Mechanics of Materials / Ed. by C.-H. Hsueh et al. - Singapore: Springer Nature, 2018. - doi 10.1007/978-981-10-6855-3_77-1.

8. Панин B.E., Панин А.В., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф. Фундаментальная роль кривизны кристаллической структуры в пластичности и прочности твердых тел // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. -№6. - С. 7-18.

9. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Чернявский А.Г. Пластическая дисторсия — фундаментальный механизм в нелинейной мезомеханике пластической деформации и разрушения твердых тел // Физ. мезомех. - 2016. - Т. 19. - № 1. - С. 31-46.

10. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Солитоны кривизны как обобщенные волновые структурные носители пластической деформации и разрушения // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 7-26.

11. Panin V.E., Egorushkin V.E., Surikova N.S., Pochivalov Yu.I. Shear bands as translation-rotation mode of plastic deformation in solids under alternate bending // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. -P. 451-460.

12. Панин В.Е., Панин А.В., Перевалова О.Б., Шугуров А.Р. Мезоско-пические структурные состояния на наномасштабном уровне в поверхностных слоях титана и его сплава Ti-6Al-4V, создаваемые ультразвуковой и электронно-пучковой обработкой // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 5. - С. 5-15.

13. Lee T.-H., Oh C.-S., Kim S.-J. Effects of nitrogen on deformation-induced martensitic transformation in metastable austenitic Fe-18Cr-10Mn-N steels // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. - No. 2. - P. 110113.

14. Lee T.-H., Shin E., Oh C.-S., Ha H.-Y., Kim S.-J. Correlation between stacking fault energy and deformation microstructure in high-interstitial-alloyed austenitic steels // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - No. 8. -P. 3173-3186.

15. Lee C.Y., Shin H.C., Ha T.K., Chang Y.W. Effect of nitrogen on deformation induced martensitic transformation // J. Korean Inst. Met. Mater. - 2001. - V. 39. - No. 12. - P. 1347-1352.

16. Donadille C., Valle R., Dervin P., Penelle R. Development texture and microstructure during cold-rolling and annealing of FCC alloys: Example of an austenitic stainless steel // Acta Metall. - 1989. - V. 37. -No. 6. - P. 1547-1571.

17. Tsakiris V., Edmonds D.V. Martensite and deformation twinning in austenitic steels // Mater. Sci. Eng. A. - 1999. - V. 273-275. - P. 430436.

18. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова Н.С., Гирсова С.Л., Нестеренков В.А. Новый механизм

локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений // ФММ. - 2003. - Т. 95. - №2. - С. 8695.

19. Bracke L., Mertens G., Penning J., Cooman D., Liebeherr M., Ak-dut N. Influence of phase transformation on the mechanical properties of high-strength austenitic Fe-Mn-Cr steel // Metall. Mater. Trans. A. - 2006. - V. 37. - P. 307-317.

20. Gey N., Petit B., Humbert M. Electron backscattered diffraction study of e/a' martensitic variants induced by plastic deformation in 304 stainless steel // Metall. Mater. Trans. A. - 2005. - V. 36. - P. 32913299.

21. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов А.С. Физические основы прочности тугоплавких металлов. - Киев: Наукова думка, 1975. -315 с.

22. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

23. Мухамедов А.М. Эффект потери индивидуальности частицами турбулентной среды в процессе движения: связь между турбулентной мезодинамикой и турбулентной микроскопической феноменологией // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 2. - С. 25-34.

24. Мухамедов А.М. Геометродинамические модели мезомеханики сплошной среды: динамические степени свободы с неэйлеровой пространственно-временной эволюцией // Физ. мезомех. - 2018. -Т. 21. - № 4. - С. 13-21.

25. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е. Нелинейные волновые процессы при распространении трещин в условиях хрупкого и хрупко-вязкого разрушения // Физ. мезомех. -2012. - Т. 15. - № 6. - С. 5-13.

26. Сурикова Н.С., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Луттфуллин Р.Я., Манжина Э.В., Круглов А.А., Саркеева А.А. Микромеханизмы деформации и разрушения слоистого материала из титанового сплава ВТ6 при ударном нагружении // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17.-№ 5. - С. 39-50.

27. Шанявский А.А. Масштабные уровни процессов усталости металлов // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 6. - С. 87-98.

28. Mughrabi H. Specific features and mechanisms of fatigue in the ul-trahigh-cycle regime // Int. J. Fatigue. - 2006. - V. 28. - P. 15011508.

29. Панин В.Е., Моисеенко Д.Д., Елсукова Т.Ф. Многоуровневая модель деформируемого поликристалла. Проблема Холла-Петча // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 4. - С. 15-28.

30. Nabarro F.R.N. Deformation of Crystals by the Motion of Sintering Ions // Report of a Conference on the Strength of Solids. - London: The Physical Society, 1948. - P. 75-90.

31. Herring C. Diffusional viscosity of a polycrystalline solid // J. Appl. Phys. - 1950. - V. 21. - P. 437-450.

32. Matsukawa Y., Zinkle S.J. One-dimensional fast migration of vacancy clusters in metals // Science. - 2007. - V. 318. - P. 959-962.

33. Стид Дж.В., Этвуд Дж.Л. Супрамолекулярная химия. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - Т. 1. - 480 с.; Т. 2. - 416 с.

34. Рагуля А.В., Скороход В.В. Консолидированные наноструктурные материалы. - Киев: Наукова думка, 2007. - 374 с.

35. Noskova N.I., Mulyukov R.R. Submicrocrystalline and nanocrystalline metals and alloys. - Ekaterinburg: UrO RAS, 2003. - 269 p.

Поступила в редакцию 14.03.2019 г., после доработки 27.05.2019 г., принята к публикации 27.05.2019 г.

Сведения об авторах

Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, проф. ТГУ, paninve@ispms.tsc.ru

Сурикова Наталья Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, surikova@ispms.tsc.ru

Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф., зам. дир. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, svp@ispms.tsc.ru

Шугуров Артур Рубинович, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, shugurov@ispms.tsc.ru

Власов Илья Викторович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, good0@yandex.ru