Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Особенности трансформации структуры в биметаллической проволоке 9
1.1. Основные способы получения биметаллической проволоки 10
1.2. Получение сталеалюминиевой проволоки 13
1.3. Получение биметаллической проволоки с покрытием из коррозионностойкой стали 34
1.4. Волочение биметаллической и многослойной проволоки 36
1.5. Моделирование процессов деформирования и обработки давлением композиционных материалов методом конечных элементов 39
1.6 Задачи исследования 50
Глава 2. Материалы, оборудование и методы исследования 52
2.1. Исследуемые материалы 52
2.2. Технология получения образцов биметаллических проволок 54
2.3. Методики проведения исследований 58
2.4. Моделирование процессов деформирования биметаллической проволоки 82
2.5. Обработка результатов экспериментов 83
2.6. Выводы ко второй главе 83
Глава 3. Исследование влияния термо-деформационных воздействий на трансформацию структуры сталеалюминиевой проволоки 85
3.1. Формирование покрытия на стальном сердечнике в процессе жидкостного алитирования 85
3.2. Формирование структуры и микромеханических свойств сталеалюминиевой проволоки после алитирования и волочения 89
3.3. Исследование влияния нагревов на микромеханические свойства сталеалюминиевой проволоки 91
3.4. Кинетика диффузионных процессов в сталеалюминиевой проволоке 94
3.5. Установление латентного периода образования алюминидов 102
3.6. Рентгенографический анализ 103
3.7. Исследование влияния деформации изгиба на микротвердость сталеалюминиевой проволоки исходного образца 112
3.8. Влияние нагревов на распределение микротвердости в деформированной изгибом сталеалюминиевой проволоке 115
3.9. Влияние деформации изгиба на кинетику диффузионных процессов на границе сталь-алюминий в сталеалюминиевой проволоке после термической обработки 121
3.10. Химический состав диффузионной прослойки 124
3.11. Выводы к третьей главе 124
Глава 4. Исследование влияния термо-деформационного воздействия на трансформацию структурно-механической неоднородности биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т 126
4.1. Исследование неоднородности толщины коррозионностойкого Булаева С.А. Кандидатская диссертация Содержание покрытия в биметаллической проволоке сталь 45+ сталь 12Х18Н10Т после прокатки и волочения 126
4.2. Исследование структурной и микромеханической неоднородности биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т после патентирования и волочения 128
4.3. Рентгеноструктурные исследования биметаллической проволоки сталь 45 + сталь 12Х18Н10Т после патентирования и волочения 133
4.4. Исследование микроструктурной и микромеханической неоднородности биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т после изотермического отжига и закалки 135
4.5. Влияние деформации изгиба на микромеханические свойства проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т 138
4.6. Влияния деформации растяжения на микроструктуру и микромеханические свойства проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т... 141
4.7. Исследование влияния ТО на микроструктуру и микромеханические свойства деформированной растяжением биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т 144
4.8. О механизме совместной деформации и разрушения биметалла углеродистая сталь+коррозионностойкая сталь 150
4.9. Выводы по четвертой главе 157
Глава 5. Оптимизация методов получения и применение биметаллических проволок 159
5.1. Оптимизация методов получения биметаллических заготовок для производства проволоки 159
5.2. Использование эффекта сверхпластичности при производстве биметаллической катанки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т 169
5.3. Практическое использование биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т 172
5.4.Технологический процесс получения стальной проволоки, плакированной алюминием 193
5.5. Коррозионная стойкость биметаллической проволоки с покрытием
из алюминия в агрессивных средах 193
5.6. Выводы по пятой главе 200
Заключение 202
Список литературы 204
- Получение биметаллической проволоки с покрытием из коррозионностойкой стали
- Моделирование процессов деформирования биметаллической проволоки
- Исследование влияния нагревов на микромеханические свойства сталеалюминиевой проволоки
- Исследование неоднородности толщины коррозионностойкого Булаева С.А. Кандидатская диссертация Содержание покрытия в биметаллической проволоке сталь 45+ сталь 12Х18Н10Т после прокатки и волочения
Получение биметаллической проволоки с покрытием из коррозионностойкой стали
Для правильного понимания процессов, происходящих при алитировании железа, необходимо располагать надежными данными о свойствах интерметаллических соединений. В литературе приводятся сведения [17] о свойствах биметаллических соединений: прочность при разрыве порядка 30-40 МПа; прочность на срез - до 70 МПа, ударная вязкость 0,800-1,0 МДж/м и др. Однако эти данные характеризуют свойства комбинированного соединения в целом, а не свойства материала, расположенного узкой прослойкой между алюминием и железом. Вместе с тем знание физических свойств интерметаллических соединений весьма важно, так как они определяют характер взаимодействия алюминия с железом, а, следовательно, прочность, тепло- и электропроводность, коррозионную стойкость комбинированного соединения в целом. Свойства соединения зависят от состава, величины, формы и характера расположения интерметаллических соединений между алюминием и железом [48, 49, 50].
Измерение микротвердости интерметаллических соединений в течение длительного времени было единственной информацией об их механических свойствах, причем твердость при низких температурах может быть более надежным показателем уровня прочности, чем обычные характеристики (пределы прочности и текучести), вследствие чрезвычайной хрупкости материалов. Микротвердость алюминидов, независимо от их фазового состава, значительно превышает по величине микротвердость алюминия и железа. Микротвердость фаз Fe2Al5, FeAl3 и FeAl2 колеблется в интервале 10-11,5 ГПа, с увеличением содержания железа микротвердость падает до 6,6 ГПа (фаза FeAl) и 2,7 ГПа (фаза РезАІ). Испытанием на растяжение установлено, что фазы Fe2Al7, FeAl3 и Fe2Al5 обладают наименьшей прочностью, соответственно 18; 15; и 17 МПа [16].
Интерметаллические соединения обладают рядом ценных свойств, например, высокой точкой плавления, значительной прочностью, некоторые отличаются высокой кислотостойкостью. Можно рассчитывать на применение интерметаллических соединений в качестве высокотемпературных материалов. Основной недостаток интерметаллидов заключается в том, что при комнатной температуре они хрупкие.
Иванов Е. Г. [15] провел термодинамических расчеты фазовых превращений, которые могут протекать при взаимодействии алюминия со сталями. Теплота образования и расчетные значения энтропии алюминидов железа приведены в табл. 1.1. Булаева С.А. Кандидатская диссертация
Сплавы на основе железа особенно склонны к образованию интерметаллических соединений из твердых или жидких растворов, поскольку их электронная структура с незаполненной d-электронной оболочкой благоприятна для возникновения соединений с металлическим типом связи. В частности, хорошо известно образование соединений типа FenAlm из твердого раствора двойной системы железо-алюминий. Такие соединения обнаруживаются на диаграммах состав-свойства благодаря характерным изменениям свойств. Сведения о механических свойствах интерметаллидов системы Al-Fe крайне ограничены, а прочность их при комнатной температуре не установлена. В некоторых случаях известна кристаллическая структура, но сведения о ней противоречивы. Изучение механических свойств, как правило, ограничивается измерением микротвердости этих соединений в алюминиевой матрице. Несмотря на хрупкость интерметаллических соединений при низких температурах, они при высоких температурах в какой-то мере становятся пластичными [17]. Механизм и кинетика образования и роста интерметаллических фаз при сварке металлов без расплавления, т.е. типичных реакций в твердом состоянии рассмотрены в работах [18, 36, 44,45].
В литературных источниках [1, 5] рассматриваются следующие возможные способы нанесения слоя алюминия: опрессование; опрессование и последующее волочение; совместное волочение стальной проволоки и алюминиевой ленты; протягивание стальной проволоки через ванну с жидким алюминием; электролитический метод.
Фирма «Copperweld» (США) запатентовала способ получения сталеалюминиевой проволоки путем нанесения на стальной сердечник алюминиевого порошка - способ «Alumoweld» [1, 2]. Очищенная от окалины катанка поступает в формующую трубу, подающую алюминиевый порошок. Для улучшения сцепления биметалл пропускается через индукционную печь в течении Булаева С.А. Кандидатская диссертация Глава I
5-10 мин, с температурой нагрева 595-630С в слабовосстановительной атмосфере (10% Н2 и 90% N2). Затем заготовка попадает в четырехвалковую клеть, где происходит горячая деформация обжатием. Для производства проволоки по этому способу применяется специальный алюминиевый порошок, который необходимо защищать от окисления, а для лучшего сцепления на сердечник наносят «подслой». Свойства проволоки, изготовленной фирмой «Copperweld», приведены в таблице 1.2 [2].
Фирма «Hitachi Wire and Cable» (Япония) запатентовала способ производства сталеалюминиевого провода марки «AS» [2]. Стальная проволока очищается щетками и нагревается до температуры 200-300С. Одновременно подается лента электротехнического алюминия. В формующих роликах лента оборачивает сердечник. В пресс-роликах происходит сварка под давлением. Этот способ позволяет получить большую толщину покрытия алюминием, надежное сцепление стали с алюминием и в широких пределах регулировать прочность сердечника. Свойства проволоки, изготовленной фирмой «Hitachi», приведены в табл. 1.3 [2].
В работах [4, 5] описано производство сталеалюминиевой проволоки по методу, заключающемуся в опрессовании стальной проволоки алюминиевой оболочкой с последующим волочением до необходимого размера. Стальная проволока увлекается выдавливаемым алюминием. Сердечник перед опрессованием подвергается светлому отжигу в катушках по следующему режиму: нагрев до температуры 720-740 С, выдержка при этой температуре в течение 2 Булаева С.А. Кандидатская диссертация Глава I часов, охлаждение в защитной атмосфере (600С). Далее отожженный сердечник подается без подготовки поверхности в пресс. Алюминиевая оболочка удерживается на сердечнике за счет усилия термического натяга, обусловленного разностью коэффициентов теплового расширения алюминия и стали. Свойства проволоки, изготовленной по этой технологии, приведены в таблице 1.4.
Для улучшения качества сталеалюминиевой проволоки в процессе наложения оболочки осуществляют нагрев сердечника [5] или перед нагревом индукционным током сердечник подвергают холодной деформации. Основные недостатки этого метода заключаются в отсутствии надлежащего сцепления между алюминием и сталью, невозможности применения прочных сердечников и больших суммарных обжатий при волочении. Низкие механические свойства проволоки создают препятствия для использования ее в кабелях при изготовлении несущих тросов и в других областях. Поэтому следует рассмотреть получение биметаллической проволоки методом нанесения плакирующего слоя на готовый сердечник в процессе алитирования.
Технологию алитирования в порошкообразных смесях разработали в 1927-1930 гг. А. Н. Минкевич, Н. В. Агеев и О. И. Вер. В 1934 г. В. А. Плотников, Н. Г. Грицианский и К. Л. Маковец предложили метод электролизного алитирования. Алитирование в ваннах с расплавленным алюминием подробно изучено еще в 1932г. Ф. Г. Никонозым. В 1935 г. А. Н. Минкевич исследовал метод газового алитирования стали. В 1959 г. был предложен метод газового алитирования в аэрозолях, а также метод алитирования металлизацией с последующим отжигом [17].
Основными преимуществами метода погружения являются быстрота алитирования (от 1 до 15 мин), сравнительно низкие температуры (600-800 С) и простота. Алитирование погружением является наиболее дешевым по сравнению с другими методами в порошкообразных смесях; напылением (металлизация); в вакууме; газовое алитирование; плакирование; электролитическое покрытие (табл. 1.5) [17].
Моделирование процессов деформирования биметаллической проволоки
Микромеханические свойства биметаллической проволоки на разных этапах исследований контролировали измерением микротвердости сердечника и плакирующего слоя. Испытание на микротвердость заключалось в нанесении на поверхность образца отпечатка под действием статической нагрузки, приложенной к алмазному наконечнику в течение определенного времени, по методу восстановленного отпечатка (ГОСТ 9450-76). Отпечатки наносили алмазным наконечником в форме четырехгранной пирамиды с квадратным основанием под нагрузками Р = 0,2 Н для алюминия; 1 Н для сталей 65Г и 45; 0,5 Н для стали 12Х18Н10Т.
Шаг измерений устанавливали на недеформированном образце в пределах от 0,05 до 0,5 мм в зависимости от твердости материала, величины прилагаемой нагрузки и расстояния от границы соединения. Настройку прибора ПМТ-ЗМ осуществляли с использованием следующего правила: при нагрузке Р = 0,01 Н на образце из алюминия был виден отпечаток, а без нагрузки он отсутствовал [61].
Для снижения влияния внешних и внутренних факторов на каждом исследуемом участке проводили многократные (m = 3 -5) измерения микротвердости с последующим усреднением полученных значений. Число микротвердости определяли после замера параметров отпечатков по формуле где Р - нормальная нагрузка, приложенная к наконечнику (Н); d - среднее арифметическое длин обеих диагоналей квадратного отпечатка, м.
Измерения микротвердости позволили оценивать характер изменения микромеханических свойств и степени механической неоднородности до и после деформации биметаллической проволоки.
В таблице 2.6 приведены схемы измерения микротвердости до и после деформации в композитах сталь 65Г + АД1 и сталь 45+сталь 12Х18Н10Т.
Схема I. Распределение микротвердости в сталеалюминиевой проволоке до деформации образцов изучали на поперечных и продольных шлифах. По диаметральным сечениям 1 и 2 (таблица 2.6, схема I, а) на поперечном шлифе ставили отпечатки на расстоянии 50 мкм от границы соединения с оболочкой и между соседними отпечатками. По директории 3 измерение проводилось по окружности на расстоянии 30 мкм от границы. Микротвердость алюминия измеряли по окружности на расстоянии от линии соединения со сталью: 4 ряд - 30 мкм; 5 ряд - 80 мкм; 6 ряд - 120 мкм (таблица 2.6, схема I, а). На продольных шлифах микротвердость стали 65Г замеряли в диаметральном направлении Будаева С.А. (директория 7) и вдоль линии соединения сталь-алюминий (директория 8) на таких же расстояниях, как в торцевой плоскости (таблица 2.6, схема I, б). Микротвердость алюминия определяли по директории 9 (таблица 2.6, схема I, б). Таблица 2.6. Схемы измерения микротвердости исследуемых биметаллических проволок
Распределение микротвердости стали 65Г в исходном состоянии: 1-зона соприкосновения с пластиной струбцины; 2-область отсутствия соприкосновения со струбциной (таблица 2.6, схема II, айв) Булаева С.А. Кандидатская диссертация Глава II
Результаты измерения микротвердости стали 65Г приведены на рисунке 2.5. В зонах, где действия сжимающих напряжений от струбцины (рис. 2.5, кривая 1) и в областях, где отсутствовало соприкосновение с ней (рис. 2.5, кривая 2) значения твердости стали 65Г были практически одинаковыми. В результате проведенных исследований было установлено, что на значения микротвердости АД1 в биметаллической проволоке напряжения, создаваемые струбциной, оказывают влияние. В областях соприкосновения пластин струбцины с плакирующим слоем значения микротвердости увеличены (рис. 2.6, кривая 1). Поэтому в дальнейшем измерение твердости плакирующего слоя проводилось по схеме, приведенной в таблице 2.6, схема II, б.
Схема III. Для исследования влияния деформации изгиба на микротвердость сталеалюминиевой проволоки измерения производили по директориям, приведенным в таблице 2.6, схема III. В стальном сердечнике твердость измеряли на расстоянии 0,02 мм от линии соединения с алюминием (линия 1 и 3) в середине сердечника (линия 2). В плакирующем слое микротвердость измеряли на расстоянии 0,02 мм от границы соединения со сталью (линия 6), по середине алюминиевого слоя (линия 5) и на расстоянии 0,02 мм от периферии (линия 4). В зоне максимальной деформации измерение твердости производили по сечению 7; в области деформации є = 0% по директории 8. Измерения микротвердости в композите сталь 45+сталь 12Х18Н10Т после деформации изгибом осуществляли по аналогичным сечениям.
Схема IV. Для исследования влияния неравномерности обжатия при прокатке проводились исследования микротвердости на участках с различной степенью обжатия составляющих биметаллической проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т. Измерения на каждом участке проводились в 3 дорожки. Микротвердость стали 45 Булаева С.А. Кандидатская диссертация Глава II
измеряли по директориям 3 и 4 , а в покрытии из стали 12Х18Н10Т толщиной 0,15 мм и 0,5 мм - по директориям 1 и 2 (таблица 2.6, схема IV).
Схема V. Для исследования изменения микротвердости после растяжения образца проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т измерения проводили в различных сечениях вдоль оси образца от середины образовавшейся шейки (таблица 2.6, серия V): в стали 45 - на расстоянии 0,05 мм от линии соединения с плакирующим слоем (директория 3) и вдоль оси сердечника (директория 4); в стали 12Х18Н10Т на расстояниях 0,1 мм (директория 1) и 0,02 мм от линии соединения со сталью 45 (директория 2). Параллельно исследовали распределение микротвердости в диаметральных направлениях биметаллической проволоки в центре шейки - вдоль директория Г; в начале шейки - вдоль директория 2 , вне зоны шейки - вдоль директория
Для исследования изменения микроструктурной и микромеханической неоднородности биметаллической проволоки термическую обработку проводили в муфельной печи, оснащенной цифровым измерителем-регулятором 2ТРМ1. Диапазон колебания температуры в печи ±5 С. Исследование влияния рекристаллизационных и отпускных процессов на микротвердость сталеалюминиевой проволоки проводили в диапазоне температур 200-600С и времени выдержки в печи 1 ч (образцы охлаждали на воздухе).
Отжиг проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т проводили при 820С в течение 6 минут и охлаждали образцы вместе с печью. Закалку этой проволоки осуществляли от 820С с охлаждением в воде. Отпуск закаленных образцов проволоки сталь 45+сталь 12Х18Н10Т выполняли в интервале 200-600С с выдержкой в печи 1 ч, затем образцы охлаждались на воздухе при нормальной температуре (25С).
Исследование влияния нагревов на микромеханические свойства сталеалюминиевой проволоки
Для изучения кинетики роста толщины интерметаллидной прослойки на границе сталь-алюминий биметаллическую проволоку отжигали при 500С в течение от 3 до 180 мин с последующим охлаждением на воздухе. Для исследования влияния сжимающих напряжений в плакирующем слое на рост толщины интерметаллидной прослойки использовали образцы со сплошной и разрезанной алюминиевой оболочкой (продольные темплеты).
Зарождение интерметаллидного слоя на границе сталь 65Г-алюминий продольных и поперечных шлифов в процессе нагревов при 500С с выдержкой от 3 до 20 минут представлено на рис. 3.13. После отжига в течение 3 мин наблюдались фрагменты алюминидов толщиной 1-2 мкм (рис. 3.13). С увеличением времени до 8 мин происходил заметный рост интерметаллидных фрагментов как вдоль границы раздела, так и по толщине, которая варьировалась от 2 до 5 мкм. После выдержки в течение 20 мин на шлифе формировалась сплошная интерметаллидная прослойка толщиной от 2 до 8 мкм (среднее значение - 5 мкм). Наиболее высокая скорость роста интерметаллидной прослойки (0,24-0,29 мкм/мин) наблюдалась в течение первых 20 мин отжига. После выдержки 60 мин Будаева С.А. она замедлялась до 0,026 мкм/мин у продольных темплетов и до 0,04 мкм/мин у поперечных темплетов. Скорость роста толщины интерметаллидной прослойки в процессе отжига в течение 60-180 мин была значительно выше у продольных темплетов, что можно объяснить значительно меньшим влиянием у них кольцевых напряжений.
Зависимость толщины интерметаллидной прослойки на границе сталь 65Г-алюминий от времени отжига при 500С: I - продольный темплет (1-мах, 4-міп); II- поперечный темплет (2-мах; 3-min) Булаева С.А. Кандидатская диссертация Глава III
Микротвердость диффузионного слоя на участках с максимальным утолщением составляла 4,9-7,13 ГПа, что соответствует значениям твердости БезЛІ и FeAl [17]. После отжига образцов в течение 100 мин толщина прослойки в продольной плоскости изменяется от 2 до 15,6 мкм (рис.3.14, б).
Микротвердость интерметаллидной прослойки после трехчасовой выдержки в зонах максимального утолщения соответствовала 6,9-10,3 ГПа. Согласно литературным данным [17], в диффузионном слое возможно образование ряда интерметаллических соединений Fe2Al5, Fe3Al, FeAl2. Из-за небольшой толщины интерметаллидной прослойки рентгенографическим способом определить её фазовый состав не удалось.
После выдержки в течение 180 минут при приготовлении шлифа на поперечном темплете происходило выкрашивание хрупких интерметаллидов прослойки, что затрудняло измерение толщины интерметаллидного слоя на всей протяженности границы раздела сталь-алюминий.
Анализ микроструктуры границы раздела сталь 65Г-АД1 позволяет предложить схему начальных периодов образования и роста интерметаллидной прослойки в проволоке с сердечником из закаленной стали и сплошным плакирующим покрытием, показанную на рис. 3.15. В первом периоде происходит взаимная диффузия контактирующих металлов с различной скоростью (рис 3.15, а). Известно [68], что энергия активации диффузии А1 обусловлена большим коэффициентом всестороннего сжатия (1,490x10 м /кг) и малой атомной массой (26,98) по сравнению с Fe (%.= 0,587-10 м /кг, атомная масса = 55,85). В связи с этим вероятность обмена местами вакансий с атомами А1 больше, чем с атомами Fe. По данным, приведенным П.Л. Грузиным [75], коэффициенты самодиффузии металлов при 500С для алюминия D= 10" м/с, для железа D= 10" м/с. Во втором периоде происходит образование отдельных фрагментов алюминидов на границе сталь-алюминий (рис.3.15, б). Третий период включает смыкание интерметаллидных фрагментов и дальнейший рост сплошной прослойки (рис.3.15, виг). Одновременно происходят отпускные процессы превращения мартенсита в троостит и сорбит отпуска.
В конкретных системах имеются свои особенности, в частности, эта схема реализуется в соединениях Cu-Al, Fe-Al [17, 18].
Металлографические исследования образцов со сплошным плакирующим слоем при нагревах 180 минут (500С) показали, что интерметаллидная прослойка покрыта сеточкой микротрещин, в которых наблюдается выкрашивание интерметаллидов. В работах [17, 75] показано, что в биметаллах армко-железо -алюминий А8 диффузионный слой формируется в виде длинных «языков», ориентированных по направлению к стали. Булаева С.А.
Известно [76], что прочностные свойства соединения слоев биметаллов сталь 12Х18Н10Т-сплав АМгб; армко-железо - алюминий А00; армко-железо - сплав АСМ; СтЗ - АМгб после отжига при 500С и выдержки свыше 30 мин снижаются из-за образования хрупких интерметаллидов на границе соединяемых металлов [17].
Рядом с интерметаллидной прослойкой твердость стали 65Г снижалась через 20 мин до 4,7 ГПа, через 180 мин до 4,2 ГПа. Микротвердость АД1 с ростом времени выдержки уменьшилась на 170 МПа. Следовательно, температура 500С, даже после длительной выдержки образцов, оказалась недостаточной для полной
Для получения возможности расчета кинетики роста толщины интерметаллиднои прослойки на границе раздела сталь 65Г-алюминий, проводили отжиг при температуре 600С с диапазоном времен нагрева от 5 мин до 100 ч. Металлографические исследования показали, что уже через 5 минут при 600С образуется сплошная интерметаллидная прослойка (рис. 3.17), которая при увеличении времени нагрева росла интенсивнее по сравнению с отжигом при 500С (рис. 3.18).
Исследование неоднородности толщины коррозионностойкого Булаева С.А. Кандидатская диссертация Содержание покрытия в биметаллической проволоке сталь 45+ сталь 12Х18Н10Т после прокатки и волочения
Производство изделий из биметалла типа углеродистая сталь+коррозионностойкая сталь часто включает операцию горячего совместного пластического деформирования слоев, которая не должна приводить к появлению очагов разрушения критического размера. Проведено исследование, направленное на установление механизмов упрочнения и накопления поврежденности на основе изучения закономерностей высокотемпературной деформации и условий взаимодействия микрообъемов основных слоев и переходных зон биметалла [85]. Испытывали проволочные биметаллические образцы сталь 45 (сердечник)+сталь 12Х18Н10Т (плакирующий слой) диаметром 4 мм [86], патентированные по вышеописанному температурному режиму [87].
Исследование механизма пластической деформации и разрушения микрообъемов основных слоев и переходных зон биметалла в условиях ползучести при температуре 700С проводили на установке ИМАШ-9-66, используя реперные точки с базой 20 мкм [88]. Число микроучастков в реперном ряду п = 100. Образец растягивали последовательными ступенями на 4; 8; 12 и 20% деформации при постоянной нагрузке. Скорость ползучести на установившейся стадии составляла 2.0хЮ" с" . Для количественной оценки локальной неоднородности деформации использовали параметры, приведенные в методике (п. 2.3.13).
Анализ значений ошибок вычисления є,- показал [70], что при средней деформации s 3% необходимая точность обеспечивается трехкратным повторением измерений.
Начальные участки кривых ползучести хорошо описываются законом упрочнения є = є xf(a), процесс накопления деформации ползучести при этом должен следовать кривой 1 на рис. 4.31, но протекание, наряду с наклепом материала, его разупрочнения вследствие накопления повреждений (в основном, образования и развития микротрещин) изменяет характер кривой ползучести для процесса, заканчивающегося разрушением (рис. 4.31, кривая 2).
Возможные отличия процесса ползучести биметалла от процесса ползучести его компонентов при раздельном деформировании могут быть связаны с усложнением напряженного состояния в композите из-за наличия поверхности раздела и неблагоприятного сочетания механических свойств микрообъемов переходных зон биметалла. Проведенные исследования показали стабильность в накоплении деформации по микрообъемам основных слоев биметаллического образца, выражающуюся в закреплении микрообъемов с локально уменьшенной или повышенной деформацией (параметр Рс 0,95) на последовательных ступенях растяжения, наблюдающуюся и при раздельном деформировании сплавов аналогичного состава. При этом степень неоднородной деформации микрообъемов невысока (аг 2), что характерно для квазиизотропной структуры основных слоев: сорбита в стали 45 [70] и мелкозернистого аустенита без следов полосчатости в стали 12Х18Н10Т. Закон распределения микродеформаций относительно среднего значения близок к гауссовой кривой для обоих слоев вплоть до є =20%. Однако, если после 1-ой ступени растяжения доля микрообъемов с медианными значениями деформации для стали 45 составляла 31-32%, а для стали 12Х18Н10Т - 37-39%, то с увеличением степени макродеформации наблюдалось некоторое уменьшение этой доли (до 28-29% для стали 45 и 32-33 % для стали 12Х18Н10Т при є =20%) 3
Исходя из вида кривых ползучести исследованных материалов [89], строгого порядка закрепления деформации микрообъемов следует ожидать на всем протяжении ползучести вплоть до момента потери устойчивости пластической деформации. Продолжительный процесс накопления повреждения в микрообъемах (преимущественно в «слабых», где аг 1) должен соответствующим образом отразиться на закономерностях распределения микронеоднородной деформации с увеличением s.
Для более полного представления о закономерностях деформации микрообъемов є,-, ответственных за накопление интегральной деформации ползучести, исследовалась сила связи между интенсивностями деформации аг на последовательных ступенях растяжения с помощью выборочного коэффициента корреляции rkk+\- Корреляционный анализ показал, что для стали 45 сила связи между величинами а- до є = 20%сохраняется тесной (гкк+\ Л), для стали 12Х18Н10Т - меняется от тесной до умеренной (0,30 г д+1 0,49) (табл. 4.2). При этом среднестатистический уровень неоднородности деформации микрообъемов слоев биметалла, оцениваемый для последовательных ступеней растяжения с помощью коэффициента вариации КЕ, мало меняется с ростом деформации (для стали 45 КЁ = 0,34; 0,35; 0,35; 0,35; для стали 12Х18Н10Т КЁ = 0,23; 0,25; 0,26; 0,29, соответственно).
Расчет по уравнению (4.2) показал уменьшение значений коэффициентов регрессии Ъ с ростом степени деформации для основных слоев биметаллического образца (см. табл. 4.2). Полученные значения Ъ позволяют построить линии регрессии (сплошная линия на рис. 4.32), изменение угла наклона которых говорит об увеличении отклонения деформированного состояния от «идеально» стабильного с ростом s. Доля результатов наблюдений, соответствующих идеальной стабильности деформированного состояния, оцениваемая с помощью коэффициента детерминации rkk+l, на последовательных ступенях растяжения составляет, как следует из табл. 4.2, 76; 69 и 59% для стали 45 и 62; 40 и 15% для стали 12Х18Н10Т, соответственно. Анализ значений rk2k+l указывает на наличие неучтенных в принятой модели факторов. Если считать, что при Ъ 1 превалирующим процессом в механизме микронеоднородной деформации является упрочнение по «слабым» микрообъемам, то степень упрочнения слоев биметалла с ростом s можно качественно охарактеризовать параметром х = l rk к+\- Изменения X для основных слоев биметалла показаны на рис. 4.33 сплошными линиями. Для стали 12Х18Н10Т интенсивность упрочнения выше, чем для стали 45. На более крутую кривую упрочнения стали 12Х18Н10Т по сравнению со сталью 45 в случае раздельного их деформирования указывают и данные работы [90].
