Структурные и масштабные уровни эволюции состояния арматуры в процессе длительной эксплуатации

Структурные и масштабные уровни эволюции состояния арматуры в процессе длительной эксплуатации

В.Р. Микрюков, А.Б. Юрьев, Ю.Ф. Иванов1, В.Я. Чинокалов, В.Е. Громов

Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия 1 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия

Методами оптической, сканирующей и дифракционной электронной микроскопии, путем определения механических свойств проведены исследования изменения состояния стали 35ГС в процессе длительной эксплуатации. Выявлено существенное ухудшение пластических свойств стали и показано, что основной причиной этому является формирование частиц окисной фазы. Установлено, что форма, размеры и дефектная субструктура включений окисной фазы существенным образом зависят от химического состава и расположения частиц относительно дефектной субструктуры стали.

Structural and scale levels of evolution of the reinforcing element state during continuous operation

V.R. Mikryukov, A.B. Yuryev, Yu.F. Ivanov, V.Ya. Chinokalov, and V.E. Gromov

Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia 1 Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia

Methods of optical, scanning and diffraction electron microscopy are used to study changes in the state of 35MnSi steel during continuous operation through determining its mechanical properties. We have revealed significant deterioration of plastic properties of steel and shown that its main cause is in the formation of oxide particles. It is established that the shape, size and defect substructure of oxide inclusions strongly depend on the chemical composition and arrangement of particles relative to the defect substructure of steel.

1. Введение

Явления, приводящие к охрупчиванию металлов и сплавов, многообразны, хотя конечный результат их и может выразиться одинаковыми величинами механических характеристик [1-3]. Связь между характеристиками прочности и вязкости у современных сталей может быть весьма сложной. Она зависит от множества факторов — внутренних (структуры и фазового состава) и внешних (характера воздействия физических, химических и механических процессов). Наложение этих факторов может привести к резкому снижению вязкости, вплоть до полной ее потери и реализации хрупкого разрушения. Разрушение является процессом, происходящим одновременно на разных структурных уровнях [4]. Их разномас-штабность означает необходимость совмещения взаимодополняющих методов и методик исследования современного материаловедения [5]. Целью настоящей рабо-

ты являлось изучение природы и кинетики формирования концентраторов напряжений, инициирующих процесс трещинообразования, путем анализа на различных масштабных уровнях эволюции состояния стали в условиях длительной эксплуатации.

2. Материал и методика исследования

В качестве материала исследования использована горячекатаная арматура, извлеченная из каркасов фундаментных блоков промышленных зданий и сооружений, срок службы которых изменялся в пределах от 7 до 50 лет. Химический анализ извлеченных из железобетонной конструкции стержней показал соответствие материала стали марки 35ГС. После очистки поверхности стержней от бетонных остатков и ржавчины кратковременным травлением в растворе 5%-й соляной кислоты арматура испытывалась на растяжение. По-

© Микрюков В.Р., Юрьев А.Б., Иванов Ю.Ф., Чинокалов В.Я., Громов В.Е., 2006

0 10 20 30 40 50

t, год

Рис. 1. Зависимость величины предела прочности ов (7), предела текучести о о 2 (2) и максимального удлинения 8 тах (3) от времени эксплуатации арматуры. Значками «*» и «о» обозначены соответственно значения величин ов и О0.2, отвечающие требованиям ГОСТ 5781 к классу прочности А-Ш

верхности разрушения стержней изучали методами сканирующей электронной микроскопии. Структурные исследования стали осуществляли методами металлографии на поперечных и выполненных под углом 15° к оси стержня микрошлифах, сканирующей электронной микроскопии поверхности разрушения и дифракционной электронной микроскопии тонких фольг и экстрактных угольных реплик. Приготовление шлифов для анализа состояния стали методами металлографии проводили путем последовательной шлифовки наждачной бумагой и алмазной пастой различной зернистости, полировки водным раствором двуокиси хрома. Выявление структуры осуществляли травлением поверхности при попеременном погружении образца в холодные 5%-е растворы азотной и пикриновой кислот. Объекты исследования для дифракционной электронной микроскопии (тонкие фольги) готовили путем электролитического утонения пластинок, вырезанных из арматуры

методом электроискровой эрозии. Пластинки располагались на расстоянии 0.5...1.0 мм от поверхности арматурного стержня. Экстрактные реплики изготавливали стандартным методом: на травленую поверхность шлифа напыляли тонкий слой угля (использовали вакуумный пост ВУП 4), с помощью водного раствора желатина угольный слой снимали с поверхности образца и помещали на медные сеточки. Медные сеточки с расположенными на них угольными пленками и экстрагированными с поверхности шлифа частицами второй фазы являлись в дальнейшем объектами электронно-микроскопического анализа.

3. Результаты исследования и обсуждение

Результаты механических испытаний арматуры приведены на рис. 1. Видно, что в исходном состоянии и после 7-25 лет эксплуатации сталь соответствует требованиям класса прочности А-111 по ГОСТ 5781. После эксплуатации в течение 35 лет прочностные свойства материала находятся на нижней границе требований стандарта, а через 50 лет снижаются до уровня класса А-11. Одновременно с этим резко снижаются и пластические свойства стали. Отметим, что в отдельных случаях величина 8тах стержней, срок эксплуатации которых составлял ~ 50 лет, не превышала 4 %. Можно предположить, что столь заметное снижение пластических свойств стали связано с существенными изменениями состояния структуры поверхностного слоя стержней, а именно, с формированием в процессе эксплуатации концентраторов напряжений, инициирующих процесс трещинообразования. Действительно, исследования поверхности разрушения стержней, выполненные методами сканирующей электронной микроскопии, выявили присутствие на поверхности арматуры окисной пленки, разрушение которой при механических испытаниях и приводило к формированию микротрещин, катастрофически снижая пластические свойства стали (рис. 2).

Рис. 2. Фрактография поверхности разрушения арматурного прутка стали 35ГС. Срок эксплуатации-35 лет. На (а) широкими стрелками

указана окисная пленка, формирующаяся вдоль поверхности арматуры, узкой стрелкой — очаг разрушения стержня; на (б) — частица окисной фазы, расположенная на поверхности прутка арматуры

0 10 20 30 40 50

год

Рис. 3. Зависимость величины скалярной плотности дислокаций р (7, 2), линейной плотности изгибных экстинкционных контуров г (3, 4) и относительной доли объема материала, содержащего микротрещины, 8 (5) от времени эксплуатации арматуры. Кривые 7 и 3 характеризуют состояние зерен феррита, 2 и 4 — ферритной составляющей зерен перлита, 5 — общее состояние стали

Наряду с поверхностными эффектами, длительная эксплуатация стали должна сопровождаться изменением состояния приповерхностного слоя прутка, формируя концентраторы напряжения и в объеме стали.

В исходном состоянии (арматура текущего производства) исследуемая сталь является поликристалличес-ким агрегатом и представляет собой смесь зерен структурно-свободного феррита и зерен пластинчатого (в основном) перлита. В зернах феррита наблюдается хаотическая, сетчатая и ячеисто-сетчатая дислокационная субструктура, в ферритной составляющей колоний перлита — хаотическая и сетчатая дислокационная субструктура.

Наличие на электронно-микроскопических изображениях зерен феррита и перлита изгибных экстинкци-онных контуров, пересекающих зерна от границы до границы, а также переходящих из одного зерна в другое, указывает на изгиб-кручение кристаллической решетки а-фазы. Концентраторами, выступающими в роли ис-

точников дальнодействующих полей напряжений, являются, в основном, границы и стыки границ раздела зерен, либо частицы цементита, расположенные на данных границах. Плотность концентраторов напряжений невелика, как правило, в зерне наблюдается один, максимум, два изгибных экстинкционных контура.

Эксплуатация арматуры в качестве каркаса фундаментных блоков промышленных зданий и сооружений в течение 7-50 лет в условиях действия внешних факторов приводит, прежде всего, к значимому росту величины скалярной плотности дислокаций зерен феррита и перлита (рис. 3, кривые 1 и 2). Изменение величины скалярной плотности дислокаций зерен феррита осуществляется по кривой с насыщением, достигаемым после 35 лет эксплуатации. В ферритной составляющей зерен перлита тенденция к насыщению выявляется лишь после 50 лет эксплуатации. Последнее обусловлено особенностями эволюции дислокационной субструктуры зерен феррита и перлита, результаты анализа которой приведены на рис. 4. Отчетливо видно, что в исходном состоянии преобладающим типом дислокационных субструктур ферритных зерен являлись структуры, дислокации в которых равномерно распределены по объему зерна, — хаотическая и сетчатая (рис. 4, а). С увеличением времени эксплуатации стали (с ростом скалярной плотности дислокаций) структура дислокационного хаоса уступает место сетчатой дислокационной субструктуре. Одновременно с этим протекает процесс образования упорядоченных дислокационных субструктур, в которых важную роль играют дислокационные субграницы, поглощающие свободно распределенные дислокации и, тем самым, способствующие снижению величины скалярной плотности дислокаций; формируются и получают развитие фрагментированная и субзеренная субструктуры.

Развитие дислокационной субструктуры перлитных зерен с увеличением времени эксплуатации сопровождается замещением дислокационного хаоса сетчатой дислокационной субструктурой, которая при больших

год 1, год

Рис. 4. Диаграмма дислокационных субструктур, формирующихся в зернах феррита (а) и перлита (б) в процессе эксплуатации арматуры стали 35ГС: 1 — дислокационный хаос; 2 — сетчатая; 3 — ячеисто-сетчатая; 4 — фрагментированная дислокационная субструктура; 5 — субзерна

Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры зерна феррита арматурной стали. Срок службы 7 лет: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рефлексе [110]а^е; в — микроэлектронограмма к (а), стрелкой указан рефлекс темного поля. На (а) и (б) стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры

временах эксплуатации становится преобладающей (рис. 4, б). После 35 лет эксплуатации в структуре перлитных зерен начинает формироваться ячеисто-сетчатая дислокационная субструктура, однако ее относительное содержание весьма мало. Следовательно, увеличение скалярной плотности дислокаций в пластинах феррита перлитных колоний на всем интервале времени эксплуатации стали сопровождается медленным развитием процесса эволюции дислокационной субструктуры, не способствующим формированию упорядоченных дислокационных субструктур (ячеистой и фрагментированной).

Таким образом, преобладающим типом дислокационных субструктур на всем протяжении анализируемого временного отрезка и в зернах феррита, и в зернах перлита остается сетчатая субструктура. Это означает, что дислокационная субструктура, формирующаяся в зернах феррита и перлита, не достигает критической — фрагментированной (в отдельных случаях, ячеистой),

способной приводить к зарождению микротрещин с последующим разрушением материала [6-8].

Эксплуатация арматуры сопровождается увеличением линейной плотности изгибных экстинкционных контуров (концентраторов дальнодействующих полей напряжений), особенно стремительным после 35 лет (рис. 3, кривые 3 и 4). Последнее связано с изменением количества и качества концентраторов напряжений, а именно: электронно-микроскопические микродифрак-ционные исследования, выполненные методом тонких фольг и экстрактных угольных реплик, показывают, что уже после 7 лет эксплуатации стали в объеме зерен, вдоль их границ и в стыках границ фиксируются включения второй фазы (рис. 5). Частицы имеют глобулярную форму, размеры их изменяются в пределах 150.. .170 нм. Электронно-микроскопический микроди-фракционный анализ показывает, что данные частицы являются закисью железа ^еО, вюстит). Данные включения являются источниками весьма узких изгибных

Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение субструктуры, формирующейся в стали 35ГС после 7 (а) и 50 (б, в) лет эксплуатации: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рефлексе [112^е2Оз (стрелками указаны частицы второй фазы); в — микроэлектронограмма к (а), стрелкой указан рефлекс темного поля

Рис. 7. Электронно-микроскопическое изображение включений второй фазы, расположенных на границах и в объеме зерен феррита и перлита в арматуре горячекатаной стали (включения указаны стрелками). Метод экстрактных угольных реплик

экстинкционных контуров, средние поперечные размеры которых составляют к = 45 нм (рис. 5, а, б). Кривизна-кручение кристаллической решетки зерен феррита (оценки производились с использованием соотношений, приведенных в [9]), содержащих такие частицы, Х = 3.88-103 рад/см, амплитуда дальнодействующих полей напряжений (в условиях пластического изгиба-кручения кристаллической решетки зерен феррита) от = 83 кг/мм2. Для сравнения отметим, что контуры, формирующиеся у границ зерен, соответствуют дально-действующим полям напряжений, амплитуда которых составляет 24.39 кг/мм2. Сопоставляя результаты данных оценок с величиной предела прочности о в исследуемой стали (рис. 1, кривая 1), можно отметить, что поля напряжений, формирующиеся в объеме материала, содержащего частицы включений второй фазы, способны приводить к формированию микротрещин.

В отдельных случаях в объеме зерен феррита выявляется крапчатый контраст на изображении как дислокаций, так и матрицы. Это может свидетельствовать об образовании наноразмерных выделений второй фазы или атмосфер Коттрелла из примесных атомов (кислород, азот, сера), попавших из окружающей арматуру среды, а также атомов углерода, унесенных движущимися дислокациями из кристаллической решетки частиц цементита (рис. 6, а). После эксплуатации стали в течение 50 лет в объеме зерен феррита наноразмерные включения (средние размеры их составляют 3.5 нм) выявляются методами темнопольного анализа. Индици-рование микроэлектронограмм, полученных с частиц, показывает, что они являются окислом железа состава Ре203 (рис. 6, б, в). Наличие в материале наноразмер-ных включений не приводит к формированию дальнодействующих полей напряжений.

Более грубые включения второй фазы обнаруживаются в стыках и вдоль границ зерен уже после 7 лет, и с увеличением времени эксплуатации количество их возрастает. Размеры данных включений составляют десятые доли - единицы микрометра и в полной мере вы-

являются лишь при использовании экстрактных угольных реплик (рис. 7). Методом тонких фольг данные включения выявляются сравнительно редко, однако их обнаружение позволяет проанализировать состояние окружающего включение объема материала. Представленное на рис. 8 электронно-микроскопическое изображение демонстрирует наличие в объеме фольги включения, размер которого ~ 3.5 мкм. Данное образование является значительным концентратором напряжений и приводит к существенному изгибу-кручению кристаллической решетки феррита, о чем свидетельствует большое число довольно узких изгибных экстинкционных контуров (рис. 8, контуры указаны стрелками). Индици-рование микроэлектронограмм, получаемых с подобных включений, показывает, что они образованы окислами железа состава а - Fe2O3, реже сложными окислами состава М^е204.

Включения второй фазы, являясь мощными концентраторами полей напряжений, способствуют формированию в стали микротрещин. Количественный анализ структуры стали показывает, что относительное содер-

Рис. S. Электронно-микроскопическое изображение частицы окисной фазы состава а-Fe2O3, расположенной в стыке границ зерен феррита в арматурной стали: а — светлое поле (частица обозначена B); б — микроэлектронограмма к (а). Срок эксплуатации арматуры — 7 лет

Рис. 9. Электронно-микроскопическое изображение частиц окисной фазы состава (Мп^е^Оз, расположенных вдоль берегов микротрещины в арматурной стали: а — светлое поле (стрелками указаны частицы второй фазы); б — темное поле, полученное в рефлексе [332](Мп^е^Оз; в — микроэлектронограмма к (а); на (а) и (б) стрелками указаны частицы окисной фазы, на (в) — рефлекс темного поля. Срок службы — 50 лет

жание областей материала с микротрещинами, выявленными на фольгах, подготовленных для электронно-микроскопических исследований, стремительно возрастает с увеличением времени эксплуатации арматуры (рис. 3, кривая 5). Как правило, вдоль берегов и в устье микротрещин обнаруживаются частицы второй фазы, являющиеся преимущественно окислами железа, либо двойным окислом на основе железа и марганца (рис. 9). Микродифракционный анализ включений второй фазы, выполненный методами тонких фольг и экстрактных угольных реплик, выявил следующий интересный факт. Образование частиц окисла железа или двойного окисла, содержащего атомы железа и марганца, приводит к появлению на микроэлектронограмме набора рефлексов, расположенных, как правило, на фрагментах колец различного радиуса (рис. 9, в). Окислы марганца (встречающиеся довольно редко) дают точечные микроэлект-ронограммы.

4. Заключение

Таким образом, качественный и количественный анализ дефектной субструктуры и фазового состава, кинетики изменения механических характеристик стали в процессе эксплуатации дает основание заключить, что основной причиной ухудшения пластических свойств арматуры является формирование частиц фазы внедрения, в том числе окисной фазы в виде пленки на поверхности стержней и в приповерхностном слое материала в виде отдельных частиц, расположенных в объеме зерен феррита, на границах и в стыке границ зерен феррита и перлита. Показано, что форма и размеры включе-

ний существенным образом зависят от химического состава и расположения частиц относительно дефектной структуры стали. Установлено, что частицы окислов на основе железа в большинстве случаев имеют поли-кристаллическую структуру и по величине средних размеров кристаллитов могут быть отнесены к нанокрис-таллическим образованиям.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Министерства образования РФ и CRDF в рамках программы BRHE (проект № 016-02).

Литература

1. Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. К.Л. Брайента, С.К. Бенерджи. - М.: Металлургия, 1988. - 552 с.

2. Гудков A.A. Трещинностойкость стали. - М.: Металлургия, 1989. -

367 с.

3. Статическая прочность и механика разрушения сталей: Сб. научн. трудов / Под ред. В. Даля, В. Антона. - М.: Металлургия, 1986. -566 с.

4. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / В.Е. Панин, Ю.В. Гриняев, В.И. Данилов и др. - Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.

5. Металловедение и термическая обработка стали. Т. 1. Методы испытаний и исследования / Под ред. М.Л. Бернштейна, А.Г. Рах-штадта и др. - М.: Металлургия, 1983. - 352 с.

6. Конева H.A., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. - 1982. - № 8. - С. 3-14.

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

8. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П., Горная И.Д., Васильев А.Д. Деформационное упрочнение и разрушение поликрис-таллических материалов. - Киев: Наукова думка, 1987. - 248 с.

9. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И., Целлермаер В.Я., Иванов Ю.Ф. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. - М.: Недра, 1997. - 293 с.