Научные основы и технологические способы обработки гетерофазных сплавов с высоким уровнем конструктивной прочности

Вид материала

Автореферат

Содержание Вторая часть диссертации В главе пятой В главе шестой В главе седьмой

Подобный материал:

• Рекомендовано Минобразованием России для направления подготовки диплом, 89.5kb.
• Технологические основы процесса сварки металлов и сплавов (её классификация, прогрессивные, 1329.56kb.
• Анализ тенденций развития рынка вычислительной техники в Москве и в России, 113.84kb.
• Научные основы и технологические решения получения высокопрочных алюминийсодержащих, 586.93kb.
• Ная деятельность и достаточен ли этот уровень для модернизации страны очевидны: уровень, 127.16kb.
• Вопросы вступительных экзаменов в докторантуру PhD по специальности «Материаловедение, 27.1kb.
• Физико-технологические основы новых способов термической обработки высокопрочного чугуна, 72.96kb.
• Пути и проблемы формирования здорового образа жизни, 288.04kb.
• Научные исследования и испытания авз, 66.92kb.
• Роль и функции преподавателя в подготовке нового поколения специалистов с высоким уровнем, 160.41kb.

Вторая часть диссертации, в которой приведены результаты теоретических и экспериментальных исследований деформационного упрочнения и пластичности при различных схемах напряженного состояния гетерофазных низкоуглеродистых сталей, занимает ключевое место в диссертации, так как способность этих сталей к холодному формоизменению и образующийся комплекс механических свойств изделий имеют особую значимость для теории и практики их использования.

В главе пятой рассматривается модель деформационного упрочнения сталей с феррито-мартенситной структурой.

Несмотря на наличие широкого круга теорий в настоящее время отсутствует единая модель, позволяющая надежно описать процесс пластического течения сталей с феррито-мартенситной структурой на всех стадиях деформации. В связи с этим автором данной диссертации совместно с Бронфиным Б.М. предложена модель деформационного упрочнения ДФМС дающая, с учетом перераспределения деформации между структурными составляющими в ходе нагружения, аналитическое описание закономерностей их деформации и упрочнения при пластическом течении.

Феррито-мартенситная сталь рассматривалась как естественный композит, в котором деформируются обе структурные составляющие. В первом приближении не учитывалась неоднородность напряжений в феррите и мартенсите, и напряжения рассматривались как усредненные по объему каждой структурной составляющей. Зависимость”истинное напряжение S –истинная деформация е” для феррита и мартенсита аппроксимировались уравнением Холломона

S = ceⁿ, (1)

где с – константа; n – коэффициент деформационного упрочнения.

Исходя из указанных представлений, были получены соотношения, позволяющие вычислить номинальное значение напряженного течения σ_с для любого заданного значения истинной деформации е_с ДФМС в зависимости от основных упрочняющих параметров: объемной доли мартенсита V_м, содержания углерода в стали а, её легированности и размера ферритного зерна D:







; (2)
; (3)

. (4)

здесь s_вф и s_вм – временное сопротивление феррита и мартенсита; е_рф и е_рм – истинные равномерные деформации этих структурных составляющих в свободном состоянии, соответственно, феррита и мартенсита; q = е_м/е_ф = q(е_с) – отношение деформаций мартенсита е_м и феррита е_ф, зависящие от общей деформации образца е_с; m – коэффициент, учитывающий влияние скорости деформации на напряжение течения (m=0); s_iв – внутризеренное упрочнение феррита, зависящее от его легированности и плотности дислокаций; К_в – коэффициент Холла-Петча при деформации, соответствующей временному сопротивлению феррита; s_ом – временное сопротивление безуглеродистого мартенсита; a - коэффициент упрочнения на 1% углерода в мартенсите.

Используя условие (ds_c/dε_c) где ε_рс – истинная равномерная деформация образца стали с феррито-мартенситной структурой, получено выражение, связывающее величину истинной равномерной деформации образца феррито-мартенситной стали е_рс с параметрами микроструктуры (объемной долей мартенсита, содержания углерода в стали, её легированности и размера зерна).

Экспериментальную проверку теории проводили на сталях составов 7-15 (см. табл.1), с “островковой” феррито-мартенситной структурой. Измерение деформаций структурных составляющих показало, что величина q(е_с) определяется, в основном, твердостью мартенсита, зависящей от концентрации в нем углерода, и его объемной долей. В то же время величина q(е_с) практически не зависит от размера ферритного зерна и легированности стали.

Обработкой экспериментальных данных для сталей с 0,06-0,20 масс. % углерода получено уравнение регрессии, описывающее отношение деформаций мартенсита и феррита q от общей деформации образца е_с в интервале истинных деформаций вплоть до равномерной:

q = 2,6 а ( 5 )

Найденные зависимости q(е_с) были использованы для построения теоретических диаграмм деформации изученных сталей. Удовлетворительное совпадение расчетных кривых с экспериментальными данными свидетельствует о возможности адекватного описания кривых деформационного упрочнения феррито-мартенситных сталей в рамках предложенной модели и прогнозирования оптимальных параметров микроструктуры (количества и прочности мартенсита), обеспечивающих наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик гетерофазных сталей. Использование такого физически обоснованного подхода необходимо для разработки новых составов гетерофазных сталей и режимов их термической обработки.

Экспериментальное исследование деформационного упрочнения проводилось на образцах, предварительно деформированных при комнатной температуре интенсивным растяжением. Для стандартных механических испытаний использовались пятикратные образцы диаметром 6 мм, скорость растяжения составляла 5·10^-4с^-1, диаграммы записывались в масштабе 100:1. На каждый вариант обработки испытывали по три образца.

Найдено, что наиболее сильное влияние на изменение механических свойств оказывают начальные несколько процентов предварительной деформации. Так, первые три процента пластической деформации стали 05Г2С2 приводят к повышению предела текучести на 360 МПа, в то время как последующие семь процентов – только на 100 МПа. Влияние предварительной пластической деформации с высокими степенями на временное сопротивление более слабое, чем на предел текучести, что приводит с ростом ε_п к увеличению s_0,2 ¤s_В за счет постепенного исчерпания пластичности (снижения d_р, y).

Переход от феррито-мартенситной к феррито-бейнитной структуре и далее феррито-перлитной заметно уменьшает интенсивность деформационного упрочнения. При этом с ростом степени предварительной деформации пластические характеристики закономерно снижаются. Такое поведение механических характеристик обусловлено структурными изменениями, происходящими в металле при холодной деформации, которые были изучены электронномикроскопически.

Для изучения взаимодействия примесных атомов с дислокациями использовались методики амплитудной и температурной зависимостей внутреннего трения (АЗВТ и ТЗВТ, соответственно).

Установка для измерения параметров АЗВТ и ТЗВТ представляла собой прямой крутильный маятник с резонансной частотой 20 Гц. Применялись цилиндрические образцы с диаметром рабочей части 4 мм и длиной 36 мм. Оценивался логарифмический декремент затухания и амплитуда колебаний образца.

Данные электронномикроскопического анализа совместно с результатами, полученными методом внутреннего трения, позволили дать следующую интерпретацию закономерностей деформационного упрочнения ДФМС. На начальных этапах пластического течения (ε меньше или порядка 5 %) происходит снятие остаточных сжимающих напряжений в феррите, возникших при мартенситном превращении, и значительное увеличение плотности дислокаций в результате стесненной деформации феррита вокруг мартенситных участков. Эти факторы приводят к высокой скорости деформационного упрочнения. При дальнейшей деформации, когда происходит образование дислокационной ячеистой структуры, напряжение течения зависит не от общей плотности дислокаций, а от размера дислокационных ячеек, который очень слабо уменьшается с повышением степени деформации. Кроме того, с ростом деформирующего напряжения в пластическое течение начинает вовлекаться и мартенсит, что приводит к снижению интенсивности деформационного упрочнения.

На основе результатов исследования характеристик деформационного упрочнения ДФМС построены диаграммы упрочнения сталей, испытавших предварительную деформацию после различных режимов охлаждения. С помощью этих диаграмм, задавая степень деформации, необходимую для изготовления детали или требуемых эксплуатационных характеристик, выбирается либо структура, получаемая в данной стали при определенной скорости охлаждения, либо марка стали, обеспечивающая при заданном режиме термической обработки необходимый комплекс прочностных и пластических характеристик готового изделия.

В главе шестой анализируются результаты исследований влияния напряженного состояния на пластичность ДФМС.

В промышленных условиях изготовления деталей методами холодного деформирования используются различные схемы напряженного состояния. В данной работе на примере сталей 10кп и 05Г2С2 рассмотрено влияние типа микроструктуры (феррито-перлитной и феррито-мартенситной) на пластичность Λ_р при различных значениях показателя напряженного состояния S/T (S – среднее нормальное напряжение, Т – интенсивность касательных напряжений) и параметра Лоде μ_S, характеризующего схему приложения главных напряжений.

Использовались две схемы нагружения – одноосное растяжение и кручение, осуществляемые под гидростатическим давлением. В первом случае m_s = –1, во втором m_s = 0. Примененная методика позволила изменять показатель напряженного состояния S/T в диапазоне, соответствующем различным видам холодного формоизменения, при этом параметр Лоде не зависел от давления Р и оставался неизменным в процессе испытания. Так, при m_s = - 1 значения S/T = -1 ¸ 0,5 соответствуют волочению проволоки, значения S/T = -2 ¸ -1 – высадке через матрицу и гидропрессованию.

Испытания на растяжение и кручение проводили на универсальной установке УВД-10, изготовленной на базе испытательной машины ZDMI-30t, на образцах с рабочим диаметром 4 мм и длиной 20 мм. При растяжении пластичность L_р определяли по формуле:

, (6)

где d _о – диаметр образца в исходном состоянии; d_р – диаметр образца в момент разрушения.

При кручении для определения L_р использовалось уравнение:

L_р = tg j_p – tg j _o , (7)

где j _o и j_p – углы наклона риски, напечатанной типографским способом на поверхности образца, к образующей до испытания и в момент разрушения.

Установлено, что при жесткой схеме нагружения, соответствующей, например, растяжению без наложения гидростатического давления, величина пластичности L_р сталей 10кп и 05Г2С2 с феррито-перлитной и феррито-мартенситной структурой примерно равна. В то же время при мягких схемах нагружения в области сжимающих напряжений, когда S/T<0, отчетливо видны преимущества в деформируемости ДФМС. При S/T<0 и m_s = - 1, что соответствует таким широко применяемым операциям холодного формоизменения как высадка, волочение, прессование и т.д., обе стали в одинаковом структурном состоянии имеют близкую пластичность L_р при разных значениях показателя напряженного состояния S/T. Следовательно, при данной схеме нагружения (m_s = -1) обе стали обладают одинаковой деформируемостью, хотя в обоих структурных состояниях временное сопротивление стали 05Г2С2 в 1,3-1,4 раза выше, чем стали 10кп.

Для конструкционных материалов необходимо определенное сочетание прочностных и пластических свойств. Исходя из этого, в работе изучалось также влияние показателя напряженного состояния S/T на величину удельной работы деформации образца до разрушения А_р, интегрально учитывающей его прочностные и пластические характеристики:

, (8)

где S_L – сопротивление деформации.

Кривую упрочнения двухфазной стали аппроксимировали уравнением Холломона (S_L = С×Lⁿ), а феррито-перлитной стали – уравнением Людвига (S_L = S_т + a×L^m). В результате получили следующие приближенные выражения для удельной работы деформации до разрушения, соответственно, для стали с феррито-мартенситной и феррито-перлитной структурой:

и , (9)

здесь – сопротивление деформации в момент разрушения; S_т – предел текучести; m – коэффициент в уравнении Людвига. Значение коэффициентов m и n находили по кривым деформационного упрочнения изучаемых сталей.

Построение зависимости А_р = f(S/T) показала, что стали с феррито-мартенситной структурой обладают значительно более высоким А_р по сравнению со сталями феррито-перлитной структурой во всем диапазоне показателя напряженного состояния S/T. В одинаковом структурном состоянии и равном значении S/T сталь 05Г2С2 имеет гораздо более высокий уровень А_р , чем сталь 10кп. Такая же картина сохраняется при кручении с наложением гидростатического давления (m_s = 0), соответствующем прокатке, особенно, при S/T £ - 1.

В главе седьмой приводятся результаты исследования деформационного упрочнения гетерофазных материалов на микроуровне.

Автором диссертации совместно с профессором Смирновым С.В. разработана методика определения свойств микрообъектов (МОСМ), позволяющая строить диаграммы упрочнения отдельных структурных составляющих многофазной системы при пластической деформации. Для тестирования прочностных свойств и деформационного поведения структурных составляющих использован метод микротвердости с инденторами в виде конусов с углами при вершине φ = 90, 120, 140 и 160^о.

Исходной информацией для расчетов явились наборы значений глубины вдавливания индентора h_i (на практике удобнее замерять диаметр отпечатка d_i = 2 h_i / ctg (φ/2)) при нагрузке P_i при определенном φ, по которым рассчитывались зависимости Р_φ(h).

На исследуемую поверхность образца наносится координатная сетка, ячейки которой являются поперечным сечением элементов объема ΔV_kl. Полученные данные d_i – P_i при φ = const приводятся к одним базовым значениям, усредняются и формируются в массивы Мφ(Δ). Используя Мφ(Δ) и зависимость Р_φ(h), с помощью созданного программного комплекса “ITOG” решаются системы уравнений, описывающих работу, которая затрачивается на деформацию материала при внедрении индентора, и строится диаграмма упрочнения.

Проверка работоспособности предлагаемой методики на образцах стали 10 с феррито-перлитной структурой показала, что диаграмму упрочнения можно описать уравнением σ_S = 595·Λ^0,22 (МПа) и удовлетворительное совпадение с диаграммой растяжения цилиндрических образцов из того же материала.

Возможности МОСМ для исследования микрообъектов на примере феррита в армко-Fe (0,01 мас.% С; 0,017 мас.% Mn; 0,02 мас.% Si) и в стали 10 (0,09 мас.% С; 0,15 мас.% Mn; 0,17 мас.% Si) и перлита в стали 10. Применялись специальные конические микроиндентеры из сплава на основе карбида вольфрама. В качестве инвариантной характеристики пластичности использовался параметр Λ – степень деформации сдвига; тогда первая производная сопротивления деформации по её степени dσ/dΛ является характеристикой деформационного упрочнения.

Построение с помощью программного комплекса “ITOG” диаграммы упрочнения показывают, что на первых стадиях деформирования скорость упрочнения перлита существенно выше, чем феррита. По мере увеличения Λ скорости деформационного упрочнения обеих структурных составляющих постепенно сравниваются.

Полученные закономерности деформационного упрочнения феррита и перлита были использованы для прогнозирования макроскопмческой зависимости σ –Λ для стали 10 с учетом правила смесей и зернограничного упрочнения. Средние размеры зерен феррита и перлита после каждой степени деформации определялись металлографически на поперечных шлифах.

Установлено, что до Λ ≈ 0,3 перлит слабо участвует в пластической деформации стали. Полное выравнивание степеней деформации феррита и перлита происходит при Λ > 1,4.

Сравнение рассчитанной макроскопической диаграммы упрочнения стали 10 с экспериментальной диаграммой растяжения цилиндрических пятикратных образцов показало удовлетворительное совпадение, что свидетельствовало о применимости разработанной методики оценки механических свойств отдельных микроструктурных составляющих многокомпонентных материалов.


Заключение

Детальный анализ процессов, протекающих при различных операциях термообработки, позволил сформулировать основные моменты, ответственные за создание двухфазных феррито-мартенситных сталей:

- прецизионное использование фазовых превращений по схеме:

Ф + П _{(нагрев)} А _{(охлаждение)} Ф + М (Б) ;

- дозированное формирование при нагреве в отдельных микрообъемах аустенита с повышенным содержанием углерода;

- дальнейшее обогащение в ходе выделения избыточного феррита нераспавшегося аустенита.

Таким образом, основным условием создания ДФМС, регулирования их структуры и механических свойств является целенаправленное образование аустенита, обогащенного до заданного уровня углеродом, что обеспечивает при охлаждении с необходимой скоростью формирование оптимального количества мартенсита (бейнита) с определенным содержанием углерода (твердостью).

На примере собственных разработок рассмотрена технология производства изделий, где используется высокая пластичность сталей с гетерофазной феррито-мартенситной структурой в сочетании с большой скоростью деформационного упрочнения.

На “Турбомоторном заводе” совместно с автомобильным заводом (“Москвич”), машиностроительным заводом (г. Екатеринбург) изучена возможность изготовления деталей крепежа, в том числе гаек М6-М12 методом холодной высадки. Заготовкой служила проволока из стали 10кп, в которой феррито-мартенситная структура формировалась закалкой в масле после нагрева на 760^оС с выдержкой 30 мин. Отмечено удовлетворительное формообразование (хорошо сформированные грани и ребра гаек), усилие среза резьбы на уровне соответствующем гайкам, изготовленным из стали 45 методом точения, достаточная пластичность, вязкость металла и хладостойкость. В результате достигается снижение трудоемкости изготовления гаек и экономия проката.

На Ревдинском метизно-металлургическом заводе при изготовлении проволоки из сталей 10кп, 10сп и 08Г2С показана возможность повышения производительности отжигового отделения на 20% при использовании ускоренного охлаждения из межкритического интервала температур в зоне длительного рекристаллизационного отжига. Достигнуто оптимальное сочетание прочностных и пластических характеристик при использовании нагрева в бунтах до 780^оС с выдержкой 1 час и последующего спрейерного охлаждения для проволоки из сталей 10кп и 10сп, и нагрева в бунтах до 760^оС и охлаждения обдувом вентилятором или сжатым воздухом.

На Уральском электромеханическом заводе ускоренное охлаждение из МКИ листовых заготовок обеспечило повышение технологической пластичности металла при изготовлении холодной штамповкой деталей сложной формы. Это способствовало также улучшению жесткости конструкционных элементов и снижению их материалоемкости.

На основе результатов собственных исследований и разработок трубного производства, в первую очередь Синарского трубного завода, показана перспективность совмещения термомеханической обработки с закалкой из межкритического интервала температур.

Обобщением рассматриваемых в диссертации научно-технических разработок явилась формулировка основных качеств низколегированных доэвтектоидных сталей с феррито-мартенситной структурой, делающих их материалом, перспективным для использования в двух направлениях:

- для изделий, получаемых холодным формоизменением, – это уникальный комплекс механических свойств, где высокая пластичность сочетается с большой скоростью деформационного упрочнения;

- для изделий, изготавливаемых горячей деформацией, – высокая конструктивная прочность, включающая максимально высокий уровень одновременно прочностных и вязко-пластических характеристик.

Результаты диссертационной работы широко внедрены в учебный процесс при подготовке инженеров по специальностям: 150501 – “Материаловедение в машиностроении”, 150105 – “Металловедение и термическая обработка”, 150702 – “Физика металлов”, 150106 – “Обработка металлов давлением”, а также бакалавров и магистров тех же направлений. Ряд теоретических и экспериментальных положений, касающихся изменений структуры и механических свойств при деформации и термомеханической обработке сталей, пластического течения и разрушения гетерофазных сплавов, состоящих из нескольких структурных составляющих с различными свойствами, и др., нашли свое отражение в главах 15, 16 учебника “Физическое металловедение”, допущенного Министерством образования Российской Федерации для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлению подготовки дипломированных специалистов 615300 “Металлургия”.