Термомеханическая обработка

Вид материала

Документы

Содержание Л. С. Малинов Перспективы улучшения технологических свойств Запорожский национальный технический университет, Запорожье, Украина О влиянии скорости деформации

Подобный материал:

• ˝Термическая обработка и термомеханическая обработка обсадных труб из стали 36Г2С, 322.83kb.
• Тема: обработка конструкционных материалов лекция 16 Обработка конструкционных материалов, 82.83kb.
• План изложения материала Обработка на токарных станках. Обработка на револьверных станках, 805.29kb.
• Санитарная обработка людей. Частичная санитарная обработка, ее назначение и порядок, 89.61kb.
• Специальная обработка, 1624.5kb.
• Обработка сырья растительного происхождения, 173.07kb.
• Информатизации структур государственной службы реферат, 60.69kb.
• Лекция 12 Химико-термическая обработка стали, 105.18kb.
• Прием и обработка радиосигналов, 26.23kb.
• Метод гидрокавитационной дезактивации и очистки поверхностей, 29.16kb.

^

Л. С. Малинов

Приазовский государственный технический университет, Мариуполь, Украина.

Холодная пластическая деформация (хпд) позволяет получить в сталях с метастабильным аустенитом высокий уровень прочностных свойств. Однако при этом существенно снижается пластичность. Применение двукратной хпд с промежуточным и окончательным отпусками обеспечивает получение высоких прочностных свойств и достаточной пластичности. Суть этой деформационно-термической обработки заключается в следующем.

Первая хпд после предварительной закалки проводится со степенями деформации, вызывающими образование большого количества мартенситных фаз, но не приводящими к образованию микротрещин. Затем осуществляют отпуск до температур, обеспечивающих частичное или полное превращение мартенситных фаз в аустенит, но исключающих процесс рекристаллизации. В результате аустенит наследует высокую плотность дислокаций мартенсита, а также может быть дополнительно упрочнен дисперсными частицами фаз (карбиды, карбонитриды, интерметаллиды), выделяющимися при нагреве и выдержке в процессе отпуска. После проведения указанных обработок стали имеют значительно более высокий уровень прочностных свойств, чем после закалки, при незначительном снижении пластичности.

Вторая хпд проводится со сравнительно небольшими степенями (  25 %). После ее проведения происходит дополнительное упрочнение стали за счет увеличения плотности дислокаций и частичного превращения аустенита в мартенсит (- и, или -) деформации. Однако оптимальное количество аустенита в структуре следует сохранить и обеспечить протекание деформационных мартенситных превращений при последующем нагружении в процессе испытания механических свойств или эксплуатации.

Заключительный отпуск, осуществляемый при температурах 300-400 ^оС, позволяет уменьшить внутренние напряжения и обеспечивает наиболее высокий уровень механических свойств.

Проведение деформационно-термической обработки, включающей двукратную хпд, промежуточный и заключительный отпуски, позволили получить в стали 14Х14Г12Ф следующий уровень механических свойств: _0,2 = 1260 МПа, _В = 1340 МПа,  = 17 %. В стали 20Х13Г12 эти свойства таковы: _0,2 = 1450 МПа, _В = 1650 МПа,  = 15 %.

Рассмотренный способ эффективен также для низкоуглеродистых мартенситных и мартенситно-аустенитных сталей. В них целесообразно после первой хпд проводить отпуск в межкритическом интервале температур для получения или увеличения количества метастабильного аустенита.

Приведенные данные свидетельствуют о целесообразности упрочнения сталей, в структуре которых может быть получен метастабильный аустенит, двукратный хпд с промежуточными заключительными отпусками.

^ ПЕРСПЕКТИВЫ УЛУЧШЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СВОЙСТВ

ЛИСТОВЫХ СТАБЛИЗИРОВАННЫХ ТИТАНОМ ФЕРРИТНЫХ

КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ ПРИ ИХ ПОЛУЧЕНИИ

В РЕЖИМЕ ВТМО

В. Е. Ольшанецкий, В. Л. Грешта, А. В. Климов
^

Запорожский национальный технический университет, Запорожье,

Украина

Листовые ферритные коррозионностойкие стали типа 08Х18Т1, как и большинство материалов, кристаллизирующихся в системе объемноцентрированного куба, характеризуются высоким уровнем критических скалывающих напряжений, необходимых для начала процессов ламинарного скольжения дислокаций при деформировании, что негативно сказывается на технологичности сталей данного класса при штамповке изделий. В свою очередь, кроме особенностей кристаллического строения, способность листового материала к формоизменению определяется составом твердого раствора относительно растворенных в нем примесей. Пересыщение стали атомами углерода и азота, а также примесями замещения приводит к увеличению сил “трения” при перемещении дислокаций и снижению технологической пластичности листового проката со структурой высокохромистого феррита (ВХФ).

В высокохромистых сталях, стабилизированных такими сильными карбидообразователями, как титан и ниобий, структурное состояние твердого раствора по содержанию углерода и азота может изменяться непосредственно в процессе металлургического передела вследствие нарушения термической устойчивости первичных титанистых соединений при высокотемпературных нагревах слябов под прокатку до 1300-1350°С.

Повышение способности листовых ферритных сталей к формоизменению представляется возможным при их получении в режиме ВТМО. Благоприятный эффект от реализации такого рода технологического процесса состоит в формировании развитой субзеренной структуры, зафиксированной дисперсными выделениями вторичных фаз. При появлении в металле новых незакрепленных дислокаций уменьшается уровень упругости листовой заготовки, а наличие дисперсных частиц и “полупрозрачных” для дислокаций субграниц должно способствовать повышению величины деформационного упрочнения и сопротивления материала локализованной деформации при формоизменении.

При исследовании характера структурных изменений, происходящих в ферритных коррозионностойких сталях на отдельных этапах металлургического передела было установлено, что на стадии получения горячекатаного подката выполняются основные принципы ВТМО для сплавов без полиморфного превращения, а именно:

1. Получение к концу горячей деформации нерекристаллизованной структуры.
   
2. Формирование необходимой для дальнейшего старения степени пересыщенности твердого раствора.
   

Таким образом, для полной реализации схемы ВТМО в общем комплексе технологических операций получения холоднокатаного листа необходимо предусмотреть проведение дополнительной термической обработки подката, которая обеспечивала бы максимальное очищение ВХФ от примесей при выделении карбонитридных фаз. На основе металлографических исследований, а также результатов механических и натурных испытаний установлено, что оптимальным вариантом термической обработки является операция промежуточного отжига рулонов при 800°С-4часа.

эволюция структурно-фазовых градиентов в стали 60ГС2

при усталости с токовым воздействием

М. П. Ивахин ^*, Ю. Ф. Иванов ^**, В. Е. Громов ^*, С. В. Коновалов ^*, Э. В. Козлов <sup>**

*</sup>Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк.

^**Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск,

Целью работы является исследование усталостно-индуцированных структурно-фазовых градиентов в условиях электростимулирования (t=15с, f=70 Гц) образцов из стали 60ГС2, прошедших 120000 циклов нагружения, при числе циклов разрушения равном 142000. Исследовался градиент на разных структурно-масштабных уровнях: уровне зерна, пакетов и кристаллов мартенсита, дефектной субструктуры кристаллов мартенсита, частиц карбидной фазы.

Ранее нами было установлено, что усталостные испытания стали при 120000 циклов нагружения не приводят к разрушению зеренного и внутризеренного уровней структуры стали. Последующее электростимулирование также не сопровождается значимым разрушением морфологии мартенситной структуры за редким исключением, связанным с формированием центров рекристаллизации. Центры рекристаллизации формируются и в результате преобразования структуры пакета. Вследствие коалесценции границ раздела кристаллов пакетного мартенсита в стали образуются обширные области, практически свободные от дислокаций. Значимые изменения дефектной субструктуры образца фиксируются лишь на уровне дислокационной подсистемы кристаллов мартенсита.

Сопоставляя результаты, полученные при анализе эволюции дефектной субструктуры усталостно нагруженного материала и материала, подвергнутого последующей электростимуляции, отметим, что вследствие электростимуляции увеличились средние размеры фрагментов и амплитуда кривизны кручения кристаллической решетки, заметно снизилась величина азимутальной составляющей угла полной разориентации и почти не изменилась скалярная плотность дислокаций.

Электростимулирование стали сопровождается образованием частиц цементита по границам и в стыках фрагментов. Частицы имеют округлую форму; средние размеры их незначительно возрастают по мере приближения к плоскости максимального нагружения. Электростимулирование усталостно нагруженной стали сопровождается активизацией процесса образования частиц карбидной фазы вдоль внутрифазных границ. Средние размеры частиц, независимо от типа границы, на которой они располагаются, существенно увеличиваются по мере приближения к плоскости максимального нагружения. Наиболее выражен данный эффект в объеме материала толщиной 0,8 мм, прилегающем к плоскости максимального нагружения.

При исследовании материала вблизи поверхности разрушения в 30% объема материала практически полностью отсутствуют характерные признаки структуры пакетного и пластинчатого мартенсита – мало- и большеугловые границы, расположенные упорядоченным образом. В этом случае в объеме зерен -фазы формируется ячеисто-сетчатая дислокационная субструктура.

Работа выполнена при финансовой поддержке в форме гранта Т02-05.8-2673 МО РФ по фундаментальным исследованиям в области технических наук.

^ О ВЛИЯНИИ СКОРОСТИ ДЕФОРМАЦИИ