Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Деформирование, сверхпластичность и структурообразование быстрорежущих сталей ..23
Состав, свойства, способы обработки и области применения быстрорежущих сталей 23
Методы получения заготовок инструмента пластическим деформированием 39
Критерии, механизмы и объекты проявления сверхпластичности 41
Эффект сверхпластичности быстрорежущих сталей Р18, Р9 и Р6М5 55
Преимущества температурно-скоростной обработки в режиме сверхпластичности , 64
Цель работы и задачи исследования. 66
Глава 2 Материалы и методы исследования 68
Обоснование выбора объекта исследования 68
Методы изучения состава, структуры и свойств стали Р6М5 70
1 Рентгеноструктурный фазовый анализ 70
2 Металлофафические и электронно-микроскопические анализы 71
3 Дилатометрические исследования и дифференциальный термический анализ 71
4 Электронно-зондовый рентгеноспектральный микроанализ 72
5 Механическая спектроскопия 76
Метод автоматизированного экспериментирования 77
1 Описание программ SDODEK, SAODEK, SEODEK 78
2 Описание программы LINRAN. 79
3 Описание программы IZOLJN. 80
4 Описание программы OPTIMA 80
5 Применение сервисных программ. 81
Методы моделирования процессов сверхпластичности 82
1 Математическое моделирование температурно-скоростной обработки 82
2 Обоснование выбора модели 83
3 Факторы, влияющие на сверхпластичность 85
4 Характеристики и параметры сверхпластичности 88
5 Математические модели сверхпластичности 92
6 Методика планирования эксперимента 93
7 Синтез D- оптимальных планов эксперимента 94
Механические испытания. Экспериментальное оборудование, оснастка, образцы и обработка экспериментальных данных 95
Глава 3 Процессы растяжения и осадки стали 106
Математические модели и критерии поведения стали Р6М5 при растяжении 108
Анализ математических моделей изотермического деформирования и определение оптимальных режимов обработки 117
Процессы осадки стали Р6М5 119
Математические модели, описывающие поведение стали Р6М5 при осадке 120
Анализ математических моделей изотермического деформирования и определение оптимальных режимов обработки 126
Глава 4 Структурообразование быстрорежущих сталей при изотермическом деформировании при различных схемах напряженного состояния 130
Структурные изменения в стали Р6М5 в результате деформации в условиях сверхпластичности при растяжении и осадке 130
Влияние деформации на химическую однородность стали Р6М5 139
Особенности порообразования и разрушения стали Р6М5 при растяжении в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности 141
Взаимодействие дефектов кристаллического строения стали Р6М5 при сверхпластичном деформировании... Разработка ресурсосберегающей темпер атурно-скоростной обработки на основе эффекта
Сверхпластичности 168
Основные результаты и выводы 181
Список использованных источников 183
- Методы получения заготовок инструмента пластическим деформированием
- Методы изучения состава, структуры и свойств стали Р6М5
- Анализ математических моделей изотермического деформирования и определение оптимальных режимов обработки
- Влияние деформации на химическую однородность стали Р6М5
Введение к работе
Широкое использование вольфрамомолибденовых быстрорежущих сталей (БРС) типа Р6М5 традиционного слиткового передела в различных отраслях промышленности сдерживается дефицитом вольфрама, молибдена, хрома и ванадия и сложностью изготовления изделий из этих сталей методами обработки давлением. Поэтому проблема экономии БРС и энергетических ресурсов, затраченных на производство заготовок из них, актуальна.
Экономический эффект от увеличения коэффициента использования металла и легирующих добавок и от снижения энергоемкости технологических процессов может быть достигнут за счет использования эффектов повышенной пластичности (ПП) и сверхпластичности (СП) таких трудноде-формируемых и сложнолегированных сталей как вольфрамомолибденовые БРС типа Р6М5, что позволит значительно расширить номенклатуру и технологические возможности получения заготовок различного назначения методами объемной пластической ресурсосберегающей обработки давлением.
Изучение, обоснование и практическое приложение эффектов повышенной пластичности и СП БРС типа Р6М5 традиционного металлургического передела является актуальной проблемой современного металловедения, решение которой позволит добиться экономии БРС при получении заготовок и изделий методами пластического деформирования, снизить энергоемкость и повысить эксплуатационные характеристики изделий.
Работа выполнена по приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ (энергосберегающие технологии, экология и рациональное природопользование, производственные технологии) при выполнении проекта А0064 «Учебно-научный центр рационального природопользования в Тульской области» по федеральной целевой программе «Интеграция», грантов РФФИ 01-02-26103 и РФФИ-центр 03-01-96354 хоздоговорных и госбюджетной НИР 54 — 01 «Разработка ресурсосберегающих процессов формоизменения заготовок при изотермическом нагружении на основе моделирования и оптимизации структуры и свойств материалов» в Тульском го-
6 сударственном университете, в базовой лаборатории Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН «Новые процессы формоизменения металлических материалов специального назначения» при ТулГУ и в лаборатории перспективных материалов, технологий и изделий Тульского научно-технологического парка.
Цель работы состоит в разработке температурно-скоростных режимов ресурсосберегающей обработки стали Р6М5 на основе установления закономерностей проявления эффектов повышенной пластичности и сверхпластичности.
Автор защищает:
Методологию комплексного исследования процессов сверхпластичности методами математического моделирования, фазового и структурного анализа стали Р6М5.
Разработанные математические модели третьего порядка, связывающие характеристики процессов обработки стали Р6М5 при растяжении и осадке с температурно-скоростными факторами и полученные карты изменения параметров изотермического деформирования и сверхпластичности.
Закономерности изменения сопротивления деформации, относительного удлинения, коэффициента скоростного упрочнения и эффективной энергии активации пластического течения при растяжении и осадке стали Р6М5 в интервале температур 750...850 С и скоростей деформации 0,0001...0,042 с*1 и температурно-скоростные режимы проявления повышенной пластичности и сверхпластичности.
Результаты влияния деформации стали Р6М5 в экстремальных условиях на структурообразование и физическую природу сверхпластичности. Методологию определения энергии активации процессов СПД гетерофазных сталей,
5. Способ температурно-скоростной ресурсосберегающей обработки
стали Р6М5.
Методика исследования заключалась в использовании оптимального планирования многофакторного эксперимента и математического моделирования с проведением высокотемпературных механических испытаний: дилатометрического анализа, количественной металлографии, дифференциального термического анализа, рентгеноструктурного и микрорентгеноспектраль-ного анализов, электронной микроскопии, электронной фрактографии, а также математической статистики при обработке результатов.
Достоверность полученных положений, выводов и рекомендаций подтверждена разработкой адекватных полиномиальных математических моделей третьего порядка поведения стали Р6М5 при внешних силовых, температурных, скоростных и временных воздействиях и согласованием результатов моделирования с опытными данными.
Научная новизна:
Разработаны математические полиномиальные модели третьего порядка сопротивления деформации, пластичности, коэффициента скоростного упрочнения и эффективной энергии активации процесса пластической деформации стали Р6М5 в зависимости от температуры и скорости деформации для различных схем напряженного состояния, позволяющие установить закономерности изменения исследуемых критериев и поведение стали Р6М5 при различных температурах и внешних механических напряжениях.
Установлено влияние температуры (от 750 до 850 С) и скорости деформации (от 0,0001 до 0,042 с"1) при растяжении и осадке на сопротивление деформации, относительное удлинение, коэффициент скоростного упрочнения, эффективную энергию активации пластической деформации стали Р6М5 и закономерности проявления эффекта фазовой сверхпластичности.
Выявлены основные структурные и фазовые изменения, обусловленные деформацией стали Р6М5 в условиях повышенной пластичности и СП, связанные с повышением дисперсности структуры стали Р6М5 в результате развития процессов частичной диссоциации и частичного растворения слож-
8 ных карбидов, измельчения и сфероидизации карбидной фазы и повышения степени равномерности распределения в структуре карбидных выделений.
4. На основе анализа с применением термодинамики дисперсных систем установлено, что СПД сталей Р6М5 проявляется при температурах выше неравновесной точки Ась когда в местах контакта ферритной и карбидной фаз начинается превращение феррита и части карбидной фазы в аустенит. Выявлена природа пика повышения пластичности стали Р6М5 при температурах 760.„770 С, связанная с дроблением карбидных частиц в результате перерезания их дислокациями, движущимися в процессе пластической деформации.
Практическое значение работы:
На примере труд но деформируемой стали Р6М5 развита методика комплексного исследования процессов поведения гетерофазных металлических систем при различных внешних температурных, силовых, скоростных и временных воздействиях.
Установлены температурно-скоростные зависимости критериев изотермического и сверхпластического деформирования стали Р6М5 при различных схемах напряженного состояния, позволяющие определять рациональные области обработки и оптимальные режимы сверхпластичности.
Получены температурно-скоростные карты изменения критериев изотермического и сверхпластического деформирования стали Р6М5 при растяжении и сжатии, которые могут служить базой данных для оптимизации условий ресурсосберегающей обработки при различных внешних температурных, силовых, скоростных и временных воздействиях.
В условиях сверхпластичности при осадке происходит формирование заготовок с повышенными эксплуатационными характеристиками за счет повышения структурной однородности и равномерности распределения фазовых составляющих. Это обеспечивает возрастание стойкости металлорежущего инструмента, полученного из стали Р6М5 в условиях повышенной
пластичности и СПД, что позволяет рассматривать данную обработку как малоотходную и ресурсосберегающую.
5. Разработан способ получения заготовок металлорежущего инструмента из стали Р6М5 в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности (защищен патентом. Пол. реш, по заявке № 2002121147 от 09.08.2002г.), который позволяет повысить КИМ до 0,8...0,9, снизить расход энергоресурсов и увеличить стойкость инструмента в 1,8...2,2 раза, что позволяет отнести его к малоотходным, ресурсосберегающим технологиям рационального природопользования.
Реализация результатов работы.
Разработанная методика исследования многофакторных процессов поведения стали Р6М5 в температурных, скоростных и силовых полях, созданная для обоснования малоотходных, ресурсосберегающих и экологически рациональных технологий и результаты работы использованы на машиностроительном заводе им. В.М. Рябикова, г. Тула; в Институте металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва; в Тульском артиллерийском инженерном институте, г. Тула; на предприятии «Вулкан-ТМ», г. Тула; в Тульском проектно-конструкторском технологическом институте машиностроения, г. Тула; на Тульском оружейном заводе, г. Тула при разработке конкурентоспособной продукции и прогрессивных технологий.
Некоторые положения диссертационной работы включены в отдельные разделы лекционных курсов «Сверхпластичность гетерофазных металлических систем» и «Основы технологии и прогрессивные методы термической обработки».
Апробация работы.
Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на X Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах», Тула, 2001; на Международной научно-практической конференции «Проблемы и опыт обеспечения качества в производстве и образовании», Тула, 2001; на 13 и 14 научно-технической конференции Тульского ар-
10 тиллерийского инженерного института, Тула (2001-2002 гг.); на XXXII-XXXIV научно-практических конференциях профессорско - преподавательского состава Тульского государственного университета (2000-2003 гг.); на международной конференции по структурной релаксации, Винница, 2003г.
Публикации. Материалы проведенных исследований отражены в 18 печатных работах.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести разделов, общих выводов, библиографического списка и приложений, изложенных на 214 страницах машинописного текста, включающих 61 рисунок, 15 таблиц и 190 наименований библиографических источников.
Основное содержание работы. Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи исследований, дана общая характеристика работы.
В первом разделе рассмотрены типичные представители труднодефор-мируемых гетерофазных систем - быстрорежущие стали типа Р6М5 традиционного слиткового передела и полученные по прогрессивным технологиям. Обсуждаются возможности изотермического сверхпластического деформирования БРС, выявленные на основе анализа процессов поведения их при различных внешних температурных, скоростных и силовых воздействиях и установленных закономерностей проявления эффектов повышенной пластичности и сверхпластичности, проанализированы типы, критерии и объекты проявления сверхпластичности.
По А.А. Бочвару сверхпластичность — это особое состояние, в котором сплав, состоящий из двух или более компонентов, проявляет при определенных температурно-механических условиях деформирования пластичность, существенно большую, чем каждый из его компонентов. При этом твердость металлического сплава может быть в несколько раз меньше твердости наиболее мягкого из компонентов, и поэтому детальное изучение причин обнаруженного явления представляет значительный интерес.
Явление сверхпластичности исследовали отечественные и зарубежные ученые - представители ведущих научных школ - А.А, Бочвар, А.П. Гуляев, MX. Шоршоров, К.П. Гуров, А.С. Тихонов, ЯМ. Охрименко, О.М. Смирнов, И.И. Новиков, О.А. Кайбышев, Р.А. Васин, А.А. Пресняков, А.С. Базык, М.В. Грабский, В.А. Бэкофен и др.
Интерес к этому явлению в научных кругах возрос, когда нашли промышленное применение СП. Были разработаны и внедрены прогрессивные технологии получения деталей из различных сплавов.
Использовать СП необходимо в первую очередь при обработке трудно-деформируемых металлических материалов, к которым относятся и БРС, легированные вольфрамом, молибденом, хромом и ванадием — дефицитными и дорогими элементами, экономия которых необходима.
Анализ состояния проблемы показывает, что ряд фундаментальных и экспериментальных вопросов, связанных с СП БРС, пока не получил должного объяснения. К ним относятся: ограниченная информация о поведении БРС при различных внешних температурных, скоростных, силовых, временных и других воздействиях; не разработана универсальная методика комплексного исследования процессов изотермического деформирования и эффектов повышенной пластичности и сверх пластичности с использованием математических моделей; недостаточно сведений о влиянии деформирования БРС в экстремальных условиях на структуру и распределение легирующих элементов; не проанализирована связь процессов взаимодействия дефектов кристаллического строения и разрушения гетерофазных сталей; недостаточно сведений о процессах межзеренного и межфазного проскальзывания и аккомодации соседних зерен; не разработана методология определения энергии активации процессов СПД сталей; не полно освещены вопросы использования СП и повышенной пластичности для изготовления заготовок металлорежущего инструмента.
С учетом вышеизложенного в исследовании поставлены следующие задачи:
- разработать универсальную методику комплексного исследования
процессов поведения металлических гетерофазных систем в сопряженных
температурных и механических полях с использованием математического
моделирования;
получить математические модели и информацию о влиянии на характеристики изотермического и СП деформирования температуры, скорости деформации, схемы напряженного состояния, а также структуры, состава и свойств исследуемого объекта;
определить влияние деформирования в экстремальных условиях на структуро образование;
разработать методологию определения энергии активации СПД сталей при одноосном растяжении и проанализировать процессы межзеренного и межфазного проскальзывания и аккомодации соседних зерен с позиций теории дефектов кристаллического строения;
установить влияние внешних температурных и механических воздействий на закономерности изменения силовых характеристик и показателей структуры образцов при осадке стали Р6М5;
обосновать разработку на основе сверхпластичности малоотходных ресурсосберегающих процессов рационального природопользования получения заготовок металлорежущего инструмента.
Во втором разделе приведена разработанная методология комплексного исследования процессов сверхпластического деформирования на основе математических моделей и закономерностей структурообразования гетеро-фазной стали при различных внешних термомеханических воздействиях.
Для исследования выбрана наиболее применяемая для производства металлорежущего инструмента вольфрамомолибденовая быстрорежущая сталь Р6М5 традиционного слиткового передела, которая является типичным представителем трудно деформируемых гетерофазных металлических материалов.
Сталь содержит (в процентах по массе) 0,87 С, 6,07 W, 5,23 Mo, 1,96 V, 4,03 Cr, Fe (основа). Структура стали P6M5 состоит из легированного феррита и карбидов различных типов. Показатели структуры в состоянии поставки (отжиг) составляют следующие значения: диаметр карбидов - (30,4±3,6)х10"4 мм; диаметр зерна ферритной матрицы - (118,6±14,2) хЮ"4 мм; расстояние между карбидными частицами - (31,1 ±3,6) МО*4 мм; показатель формы карбидов (1,51±0,150). В работе приведены результаты исследований физических и механических свойств стали Р6М5, фазового состава и распределения легирующих элементов в исходном состоянии.
Обоснование методов ресурсосберегающей обработки с использованием СП проведено в изотермических условиях при различных схемах напряженного состояния (растяжение и осадка). Факторы, влияющие на СП и изотермическое деформирование, разделены на варьируемые и неварьируемые. К неварьируемым факторам отнесены: химический и фазовый составы БРС, тип СП, структурное состояние. К варьируемым — температура T=Xi (температура исследуется в пределах от 750 до 850 С), скорость деформации ёпри исследуемых схемах напряженного состояния изменяли в пределах от 0,0001 до 0,042 с"1. Показатель схемы напряженного состояния при растяжении принимали равным +1 при осадке — 1.
Для проведения изотермического деформирования при различных условиях нагружения изготовлено экспериментальное оборудование, оснастка и образцы на которые перед нагревом наносили защитное покрытие для снижения окисления и обезуглероживания. Методами дилатометрического и дифференциально-термического анализа установлено, что температура АС] в БРС Р6М5 составляет 835 С. Получены значения истинного предела упругости (Ту = 14,8 МПа, Сту = 76,2 МПа) и микротекучести (xt = 105 МПа, 07 =
537 МПа) методом внутреннего трения.
В третьем разделе представлены многофакторные модели третьего порядка, которые связывают характеристики и факторы СП и изотермического деформирования для различных схем напряженного состояния.
Получены математические модели сопротивления деформации lga,
коэффициента скоростного упрочнения т, пластичности (относительного удлинения 5) и эффективной энергии активации процесса пластической деформации от температуры и скорости деформации.
Установлено, что при всех исследованных скоростях деформации со-
лі противление деформации стали Р6М5 с повышением температуры снижает-
ся, достигает минимума, а затем возрастает. Минимум сопротивления деформации соответствует температуре, находящейся ниже равновесной температуры фазового перехода Ас і. По адекватной многофакторной математической модели сопротивления деформации стали Р6М5 рассчитаны значения а в любой точке исследуемого температурно-скоростного поля для составления справочной базы данных о свойствах труднодеформируемых гетеро-фазных сталей.
Коэффициент скоростного упрочнения для стали Р6М5 при растяжении
в температурно-скоростном поле не превышает 0,3, что отличается от клас-
Ф сических процессов СПД сплавов различных систем легирования и может
быть связано со сложным фазовым составом и структурой стали Р6М5.
Выявлены области повышенной пластичности (5 > 90 %) при 770 С и сверхпластичности (5 > 120 %) при температуре 830 С, в которых целесообразно проводить ресурсосберегающую обработку стали Р6М5 при больших степенях деформации.
Получены аналитические модели эффективной энергии активации про
цесса пластической деформации при растяжении в температурно-скоростном
поле. Установлено, что между сопротивлением деформации а, относитель
ным удлинением 8 и эффективной энергией активации процесса пластиче-
ской деформации Q^ имеется корреляция: понижению а соответствует по-
15 вышение 6 и снижение С)Эфф в исследуемом температурно-скоростном поле. Экстремальные значения а, 5, и Q^j, по температурному положению близки. Получены математические модели сопротивления деформации lga, скоростного упрочнения m и эффективной энергии активации процесса пластической деформации С>Эфф для осадки стали Р6М5.
Графические зависимости изменения а, т, и СЬфф при осадке стали Р6М5 аналогичны таковым по характеру изменения при растяжении, но соответствуют большим численным значениям.
В результате оптимизации полученных результатов установлены, определенные по различным целевым функциям, рациональные температурно-скоростные области изотермического деформирования и оптимальные условия повышенной пластичности и сверхпластичности. Для растяжения стали Р6М5 температура СПД составляет 830 С, скорость СП деформации -9,4x10 с"1. Растяжение стали Р6М5 в области повышенной пластичности проводят при 770 С со скоростью деформации 2,3x10" с* . Осадку стали Р6М5 в оптимальных условиях выполняют при температуре 820 С со скоро-стью деформации 3x10" с".
В четвертом разделе рассматривается влияние оптимальных режимов деформирования в различных температурно-скоростных условиях на структуру, фазовый состав, распределение легирующих элементов, плотность дислокаций, порообразование и разрушение стали Р6М5 при растяжении и осадке.
Методом рентгеноструктурного анализа исследован фазовый состав и параметр решетки феррита при различных условиях обработки стали Р6М5, количественной металлографией с использованием световой и электронной микроскопии установлено влияние СПД при осадке и растяжении на структуру БРС традиционного металлургического передела.
Параметр решетки феррита стали Р6М5 после СПД увеличивается вследствие частичного растворения в нем карбидов типа МезС и Ме6С. При этом количество карбидной фазы уменьшается, а феррит обогащается леги-
16 рующими элементами. При растяжении в условиях СПД происходит возрастание дисперсности структуры стали Р6М5 за счет диссоциации, растворения и сфероидизации карбидной фазы и измельчения зерен феррита. При осадке этот эффект менее выражен, вероятно, в результате влияния сжимающих напряжений, залечивающих микротрещины, уменьшающих величины скалывающих напряжений и задерживающих процессы диспергирования структуры стали Р6М5. Результаты анализа структуры стали Р6М5 в области повышенной пластичности показали, что по сравнению с исходным состоянием дисперсность структуры повышается в следствии диспергирования и частичного растворения карбидных частиц, но в меньшей степени, чем при растяжении в условиях СП. При осадке стали в области повышенной пластичности дисперсность структуры также возрастает по сравнению с исходным состоянием.
Полученные результаты позволяют утверждать, что после закалки и отпуска стали Р6М5 будут выделяться более дисперсные третичные карбиды и повысятся механические свойства, красностойкость стали и стойкость быстрорежущего инструмента, изготовленного из нее.
Методами механических испытаний, оптической микроскопии и электронной фрактографии изучены особенности разрушения. Установлено, что причиной разрушения стали Р6М5 при СПД является зарождение пор на границах матрица - карбид и их дальнейшего раскрытия в результате межфазного и межзерен ного проскальзывания.
При разрушении образцов из стали Р6М5 в области повышенной пластичности при температуре растяжения равной 765 С и скорости деформации 0,0023 с'1 происходит равномерное распределение пор по сечению шейки, их слияние и образование каверн, характерных для процессов СПД структурно-неоднородных сталей.
Характерными особенностями разрушения стали Р6М5 в условиях, отличных от СПД, являются строчечность и направленность трещин в полосах проката, а также отрыв карбидных частиц от матрицы. Эти процессы, обу-
словленные взаимодействием дефектов кристаллического строения при проскальзывании по межзеренным и межфазным границам, не обеспечивает материалу высокую пластичность.
Изотермическое деформирование при оптимальных температурно-скоростных условиях СП и повышенной пластичности стали Р6М5 позволяет даже при неблагоприятной (жесткой) схеме напряженного состояния с преобладанием растягивающих напряжений, раскрывающих поры и микротрещины в условиях СП и повышенной пластичности, достичь высоких степеней деформации (более 120 и 90 % соответственно) без опасности разрушения, что нашло применение при разработке малоотходных технологий.
Методом электроннозондового рентгеноспектрального микроанализа изучено влияние условий экстремальной деформации на химическую однородность стали Р6М5. Статистической обработкой кривых интенсивностей рентгеновского излучения установлено, что в результате СПД (по отношению к исходному состоянию) в структуре стали улучшается распределение вольфрама в 1,3 раза, молибдена в 1,09 раза, хрома в 1,47 и ванадия в 1,24 раза, обусловленное главным образом растворением и диспергированием карбидной фазы в процессе СПД.
СПД стали Р6М5 способствует частичной диссоциации и частичному растворению сложных карбидов, а также повышению концентрации легирующих элементов в феррите, дисперсности и равномерности распределения карбидных выделений путем активизации диффузионных процессов по межфазным и межзеренным границам. Степень неравномерности распределения легирующих добавок зависит от ликвационной неоднородности стали, дисперсности карбидной фазы и интенсивности СПД.
Разработана методология определения энергии активации, когда релаксация напряжений обеспечивает легкое проскальзывание по границам зерен и фазовых составляющих и способствует аккомодации соседних зерен. При этом основным условием является равенство скоростей процессов деформационного упрочнения и возврата при СПД.
В результате теоретического анализа проскальзывания соседних зерен или фаз по болыпеугловой границе между ними и изучения накопленных экспериментальных данных для углеродистых и инструментальных сталей в состоянии СП получено уравнение для расчета энергии активации Q процессов СПД при одноосном растяжении, которое использовано для расчета значений энергий активации СПД сталей различных систем легирования.
Расчетные значения Q существенно меньше значений Q для объемной самодиффузии и на 10„.30 % больше, чем для самодиффузии по большеуг-ловым границам зерен. Это указывает на высокие скорости возврата, необходимые для аккомодации зерен при СПД за счет процессов массопереноса, в которых существенную роль играет взаимодействие границ зерен и фазовых составляющих с дефектами кристаллического строения.
Энергия активации Q фазовой СПД несколько ниже, чем структурной, что обусловлено повышенной диффузионной подвижностью атомов в процессе фазового превращения.
Необходимо заметить, что значения энергии активации пластической деформации Оэфф, рассчитанные по уравнениям сопротивления деформации стали Р6М5 на основании экспериментальных данных и используемые в качестве характеристики процессов СПД и изотермического деформирования при различных схемах напряженного состояния, того же порядка, что и полученные по уравнению проскальзывания. Это свидетельствует о достоверности оценок и соответствии теоретических расчетов экспериментальным данным.
Обычно структурное состояние сталей в температурном интервале. Ранее считали, что структурное состояние сталей в температурном интервале СПД соответствует феррито-карбидной смеси, которая существует ниже действительного положения точки Асі. В данной работе автор подтверждает точку зрения профессора М.Х. Шоршорова с сотрудниками о том, что СПД этих сталей возникает при температурах выше неравновесной точки АС|, ко-
гда в местах контакта ферритной и карбидной фаз начинается превращение феррита и части карбидной фазы в аустенит.
Экспериментально оптимальный интервал температур СПД составляет 10- 60 градусов и лежит выше неравновесной точки Aci и в нём образуется не менее 5- 10% дисперсной аустенитной фазы, что соответствует максимальной величине поверхности раздела между аустенитной и ферритной составляющими структуры (так называемый микро дуплекс в сталях). Сравнение методов фиксации точки Ас1 показало, что дилатометрический метод по точности уступает методу закалки образцов, подвергнутых градиентному нагреву. Кроме того в исследованиях СПД никто не учитывал возможности локального повышения температуры в полосах скольжения, которое по данным тепловизионного метода составляет 20-30 градусов. Изучение температурных зависимостей внутреннего трения рассматриваемых сталей также подтверждает, что их СПД проявляется выше неравновесной точки АС]( т.е. при фазовом превращении. Для стали Р6М5 эта температура составляет 830 С.
На основании проведенных экспериментальных исследований и теоретических рассуждений в настоящей работе развита гипотеза, связывающая строение большеугловых границ с процессами, происходящими на отдельных их участках при взаимодействии с внутризеренными дефектами и их скоплениями. Строение большеугловой границы по моделям Мотта предполагает, что граница состоит из чередующихся участков с дислокационным строением в местах с невысокой разориентировкой решеток соседних зерен и участков с аморфной структурой, где разориентировка велика. На этой основе проанализирован процесс аккомодации зерен при СПД гетерофазных систем с точки зрения взаимодействия дефектов кристаллической решетки на различных участках большеугловых границ.
Аморфные участки легко обеспечивают аннигиляцию дислокаций в голове скоплений, служащих стопорами для ЗГП, которая осуществляется только при скольжении зернограничных дислокаций вдоль относительно прямолинейных участков границ зерен, ориентированных в направлении век-
20 тора максимальных касательных напряжений. Если скопления упираются в участки границ с дислокационным строением, возможны два варианта снятия стопоров: либо путем переползания головной дислокации - в соседнюю экстраплоскость или перехода ее в границу в зависимости от угла раз ориентировки, избыточной концентрации вакансий и величины напряжения в голове скопления, либо путем образования аморфных кластеров из скоплений частичных дислокаций с избыточными вакансиями или вакансионными петлями, которые с избытком образуются при СП Д. На участке с аморфной структурой ЗГП протекает по механизму вязкого ньютоновского течения. Указанные процессы интенсивно развиваются в местах углового схода границ соседних зерен и приводят к постепенному повороту зерен в направлении, благоприятном по ориентации к вектору действия максимального касательного напряжения и увеличению числа таких зерен. Такова последовательность процесса аккомодации зерен при СПД металлических материалов.
Пятый раздел посвящен исследованию процессов осадки образцов из стали Р6М5. Уравнение состояния для этой стали получено в виде полиномиальной зависимости сопротивления пластической деформации от температуры и скорости деформации из экспериментов, проведенных в интервалах температур (750...850 С) и скоростей деформаций (0,0001...0,042 с"1), характерных для состояния повышенной пластичности и СП исследуемого материала. Установлено, что для снижения энергосиловых затрат более выгодно деформирование, протекающее в условиях, когда скорость деформации не выходит из установленного интервала для сверхпластического деформирования стали Р6М5. Получен закон нагружения, при котором реализуются данные условия. При этом усилие деформирования на 30 % ниже, чем при деформировании с постоянной скоростью движения инструмента.
Проведенные исследования дают информацию для создания автоматизированных систем управления процессом объемного осесиметричного формоизменения в промышленных условиях, в частности, систем, реализующих
такой закон изменения давления во времени, при котором скорость деформации отдельных частиц заготовки поддерживается в заданных границах.
При этом в стали Р6М5 формируется более дисперсная структура материала по объему заготовки: средний диаметр карбидов составил (18,8±2,0)х10*4 мм, средний диаметр зерна феррита- (78,3±8,3)х10"4мм, среднее расстояние между карбидами- (16,1±1,9)х10"4 мм, показатель формы карбидов- 1,4. Размер аустенитного зерна соответствует номеру 10,.Л 1. Средняя площадь межфазной поверхности карбид - матрица вдвое выше средней площади поверхности ферритных зерен. Это свидетельствует о том, что процессы проскальзывания и аккомодации соседних зерен протекают в основном по межфазным поверхностям раздела феррит - карбид. Размеры блоков и плотность дислокаций определяли по физическому уширению дифракционных линий (110) и (220) на дифрактометре ДРОН-2 в Со Ка излучении. Результаты показали, что в условиях повышенной пластичности (Т= 770 С) формируется дисперсная структура с размером блоков D= 84нм и плотностью дислокаций р= 7,1 *1012 см"2, а в условиях СП (Т= 830 С)- D= 43нм, а р= 9,0 хЮ12 см"2. Мелкоблочная структура стали повышает прочностные и пластические механические свойства. СП увеличивает дисперсность блочной структуры стали Р6М5.
На основании проведенных исследований процесса осадки установлены оптимальные температурно-скоростные режимы и разработан технологический процесс получения дисковых резцов из стали Р6М5, который включает в себя следующие технологические операции: отрезку заготовок из стали Р6М5, нанесение на заготовки защитно-смазочного покрытия, сушку покрытия, нагрев заготовок до температуры СП, деформирование на гидропрессе в условиях повышенной пластичности (сверхпластичности), снятие защитно-смазочного покрытия, контроль размеров заготовки, отделочные операции. Заготовки дисковых резаков из стали Р6М5 получали в изотермическом штампе на гидравлическом прессе ПА 2634 с усилием 2,5 МН и регулируе-
мой скоростью движения ползуна. После деформирования в условиях эффекта СП заготовки дисковых резаков не имеют обезуглероженного слоя.
При этом коэффициент использования стали Р6М5 повышается до 0,8...0,9, снижаются усилия деформирования на 35 % и температура нагрева заготовок на 30 %, уменьшается окисление металла, повышается стойкость штамповой оснастки и режущего инструмента из горячекатаного проката в среднем в 1,8...2,2 раза по сравнению с инструментом, полученным по традиционной технологии.
Использование технологий СПД позволяет снизить вредное воздействие на природную среду за счет уменьшения объемов выбросов, сопровождающих технологические процессы и считать их экологически рациональными. Повышение экономии сложнолегированных дорогостоящих быстрорежущих сталей типа Р6М5 и дефицитных легирующих добавок: ванадия, молибдена, хрома и, особенно, стратегического элемента вольфрама, позволяет отнести процессы ОМД с использованием эффекта СП к процессам рационального природопользования.
Разработанный процесс получения дисковых резаков (резцов) из стали Р6М5 в условиях сверхпластичности (СПД) является малоотходным, экологически рациональным и экономически целесообразным. Внедрение указанной технологии получения заготовок металлорежущего инструмента из стали Р6М5 позволит получить экономический эффект, достигаемый за счет экономии БРС путем повышения коэффициента использования металла до 0,8...0,9, снижения энергоемкости и повышения стойкости инструмента в результате улучшения структурных и механических характеристик стали Р6М5.
Автор выражает глубокую благодарность и признательность Лауреату Государственной премии профессору М.Х. Шоршорову и профессору С.А. Головину за помощь и ценные консультации, оказанные при выполнении диссертации.
Методы получения заготовок инструмента пластическим деформированием
Обработка резанием является основным способом изготовления заготовок быстрорежущего инструмента, которая характеризуется низким коэффициентом использования металла, высокой трудоемкостью и себестоимостью, вследствие чего производство режущего инструмента отстает от возрастающих потребностей металлообрабатывающей промышленности и является одним из узких мест современного машиностроения. Поэтому использование комплекса высокоэффективных металл о- и энергосберегающих технологических процессов и переход на изготовление точных заготовок быстрорежущего инструмента прогрессивными методами пластического деформирования является одним из главных направлений развития современного машиностроения.
В настоящее время при изготовлении заготовок отдельных видов инструмента применяются методы холодного выдавливания, объемной штамповки, радиального обжатия, полугорячего и горячего выдавливания, холодного гидропрессования, горячего гидродинамического выдавливания, изотермической объемной штамповки. Однако возможности известных в настоящее время технологических способов получения заготовок на основе холодного, полугорячего и горячего деформирования ограничены из-за низкой пластичности инструментальных сталей [2].
Низкая пластичность и высокое сопротивление деформации быстрорежущих сталей в горячем состоянии значительно ограничивают возможности получения из них широкой номенклатуры точных заготовок инструмента. Кроме того, имея сравнительно узкий интервал ковочных температур и обладая высокой степенью деформационного упрочнения, они очень чувствительны к градиенту температуры между деформирующим инструментом и заготовкой, а также к неравномерности пластической деформации, которая имеет место в обычных технологических процессах горячей обработки металлов давлением. В результате охлаждения поверхности изделий в процессе деформации пластичность быстрорежущих сталей снижается почти в два раза, а сопротивление деформации возрастает более чем на 35 %. Высокие коэффициенты контактного трения при различных способах горячей деформации способствуют появлению растягивающих напряжений на поверхности деформируемых заготовок, что приводит к браку.
В случаях изготовления точных сложных заготовок инструмента, например с готовыми зубьями, при наличии окалины и обезуглероженного слоя необходима последующая механическая обработка, что повышает трудоемкость производства. Поэтому наиболее распространена горячая объемная штамповка грубо приближенных по форме заготовок инструмента, требующая последующей значительной механической обработки. Таким образом у нас в стране получают почти 50 % заготовок отдельных видов инструмента, например фрез, долбяков и др.
Гидропрессование фасонных профилей из инструментальных сталей не получило широкого применения из-за сложности осуществления и ряда экономических ограничений [51]. Горячим выдавливанием при 850..Л100 С в условиях жидкостного трения на кривошипных прессах [52], обеспечивающим высокую производительность и качество, получают ограниченную номенклатуру заготовок (профильные прутки и фильеры). Изотермическое деформирование - наиболее универсальный способ изготовления точных сложных заготовок инструмента из быстрорежущих сталей [53,54] также пока имеет ограниченное применение из-за необходимости использования в изотермических штампах дорогостоящих жаропрочных сплавов на никелевой основе. Кроме того, для заготовок, полученных холодным и горячим деформированием, перед последующей механической обработкой необходима термическая обработка с целью снижения твердости.
Преодолеть существующие ограничения при изготовлении заготовок инструмента из быстрорежущей стали пластическим деформированием позволяет использование эффекта сверхпластичности [55]. настоящее время исследования на большой группе промышленных сплавов показали, что применение эффекта сверхпластичности позволяет существенно снизить потребные усилия деформирования по сравнению с традиционными способами горячей обработки металлов давлением и изотермического деформирования, использовать гидропрессовое оборудование малой мощности, улучшить механические и эксплуатационные свойства готовых изделий.
Изготовление заготовок быстрорежущего инструмента в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности позволяет значительно повысить коэффициент использования металла, эксплуатационные характеристики, стойкость и долговечность инструмента, а также снизить энергоемкость технологических процессов его изготовления. Этот процесс весьма перспективен при создании малоотходных ресурсосберегающих технологий [56].
По А.А. Бочвару сверхпластичность это особое состояние, в котором сплав, состоящий из двух или более компонентов, проявляет при определенных температурно-скоростных условиях деформации более высокую пластичность, большую чем каждый из его компонентов [57].
Согласно MB. Грабе кому [58] сверхпластичность это способность материалов к большим пластическим деформациям без нарушения внутренней сплошности, появляющейся при высоких гомологических температурах под влиянием очень низких напряжений, сильно зависящих от скорости деформации.
На основе результатов, полученных А.А. Бочваром и З.А. Свидерской, а также на основе собственных экспериментов, Г.В. Старикова сформулировала основные признаки эффекта СП у металлических сплавов при испытаниях на растяжение: очень высокие показатели удлинения, отсутствие ярко выра женной зоны локализации деформации на образцах (шейки) и заметное снижение при этом сопротивления деформации [59].
Феноменологические особенности поведения материалов в условиях эффекта СП подробно описаны в ряде монографий и обзоров [58, 60, 61, 62, 63, 64, 65].
Высокая устойчивость деформации образца при растяжении в условиях СП определяется зависимостью сопротивления деформации материала от степени и скорости деформации, которая для изотермических условий имеет вид а— Ае е , где с- сопротивление деформации; А- эмпирическая константа; п, т- параметры материала, определяющие зависимость сопротивления деформации от степени е и скорости деформации є [62]. Для материалов со слабой зависимостью сопротивления деформации от скорости деформации, параметр деформационного упрочнения
Для материалов, слабо упрочняющихся при деформации а параметр скоростного упрочнения Уже при небольших степенях СП деформация выходит на стадию, когда пластическое течение развивается под действием небольших и постоянных напряжений практически без упрочнения до сотен процентов удлинения (иногда даже наблюдается разупрочнение). При этом развитие локализации деформации в виде образующихся шеек происходит медленно на протяжении всего процесса растяжения. Для СПД в отличие от обычной типична сильная зависимость сопротивления деформации от ее скорости, которая в логарифмических масштабах имеет сигмоидальный вид (рисунок 1.1, а).
Методы изучения состава, структуры и свойств стали Р6М5
Рентгеноструктурный фазовый анализ применен для изучения фазового состава, плотности дислокаций, размера блоков и параметра кристаллической решетки фаз и выполнен на ионизационной установке "ДРОН-3" в FeKUj Сока и Сиш - излучениях непосредственной съемкой от шлифа. Обзорные рентгенограммы снимали при скорости поворота счетчика относительно первичного пучка 2/мин в диапазоне углов 20..Л 20 на диаграммную ленту потенциометра. При индицировании фаз использованы данные [122] и американской рентгенографической картотеки ASTM (X-ray d і fraction date card file and key). Карбид Me6C в исследуемых сталях индицируют по линиям (400), (311), (422), (333, 511); МеС - по линиям (111), (200), (220); Ме7С3 - по линиям (321), (411), (102), (112) и (421); Ме3С2 - по линиям (211), (320), (420); Ме3С - по линиям (121), (210), (022) и (103).
Количественный фазовый рентгеноструктурный анализ проводили по методике [122] с учетом рекомендаций [123]. Образцы шлифовали, затем травили в смеси соляной и азотной кислот (2:1) для снятия наклепанного слоя, промывали и сушили. При обработке рентгенограмм для отожженных сталей за внутренний эталон принимают линию (ПО) феррита. В связи с отсутствием уширений карбидных линий сумма интенсивностей о фазы (феррита) и карбидов является величиной постоянной. Исходя из этого положения рассчитывается процентное содержание каждой карбидной фазы. О соотношении фаз судили по соотношениям интегральных интенсивностей рентгеновских линий Fe(a) (110); Ме6С (333, 511); МеС (111).
Размеры блоков и плотности дислокаций определяли по физическому уширению дифракционных линий (110) и (220) на дифрактометре ДРОН-2 в Со Ка излучении. Параметр решетки легированного феррита определяли методом экстраполяции по Бредли и Джею с учетом работы [123].
Металлографический анализ выполняли на световых микроскопах "ЕР-Г и "Не-офот" (Карл Цейс Йена, ГДР). Исследована структура стали в исходном (отожженном) состоянии и после сверхпластической деформации растяжением, осадкой и прямым выдавливанием. Оценивали величину карбидной неоднородности (согласно ГОСТ 19265-73). Определяли балл аустенитного зерна (по методике ГОСТ 5639 [ 124]).
Количественный металлографический анализ проводили на автоматическом структурном анализаторе "ЭПИКВАНТ" (Карл Цейс Йена, ГДР). Определяли размеры фаз, их количественное распределение, величины граничных межфазных и межзеренных поверхностей. Однако, учитывая высокую дисперсность структурных составляющих в стали и ограниченную разрешающую способность автоматического структурного анализатора "ЭПИКВАНТ" для количественного металлографического анализа структуры сталей использовали метод электронно-микроскопического анализа.
Электронно-микроскопические исследования проводили на электронном микроскопе ЭМВ-ЮОЛ при ускоряющем напряжении 75 KB с применением метода реплик при увеличении 5000 крат. Для обеспечения корректности экспериментальных данных и исключения выпадов количественный металлографический анализ структуры сталей в исходном состоянии и после сверхпластической деформации при различных схемах напряженного состояния проводили на 3-4 образцах в соответствии с рекомендациями [123, 125]. Среднестатистический анализ микроструктур сталей до и после сверхпластической деформации выполняли по методике [126].
Дилатометрический и дифференциальный термический анализы выполняли для определения температур фазовых превращений в исследуемы сталях, необходимых для обоснования температурного интервала эффекта сверхпластичности.
Дилатометрический анализ проводили на термическом дилатометре модели "ДЛ-1500" фирмы "Улвак-Синку-Рико", Япония, Использовали сплошные цилиндрические образцы диаметром 5 мм и высотой 15 мм с плоскопараллельными торцами. Образцы нагревали в инфракрасной отражательной печи до температуры 1000 С со скоростью 25 С/м. Запись изменения температуры и удлинения образца осуществляли непрерывно на двух-перьевом самописце. Точность регулирования температуры составляла ±0,5С. Скорость движения диаграммной ленты самописца соответствувала 240 мм/ч.
Дифференциально-термический анализ (ДТА) выполняли на установке ДТА-4. Использовали цилиндрические образцы диаметром 4 мм и высотой 8 мм, имеющие сверление с торца образца диаметром 2 мм на глубину 6 мм. Скорость нагрева образцов составляла 25 С/мин. Скорость нагрева образцов при проведении дилатометрических исследований и ДТА соответствует таковой при исследовании температурно-скоростных режимов изотермического деформирования в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности сталей при различных схемах напряженного состояния. Расшифровку дилатометрических кривых и термограмм ДТА проводят согласно [127].
Одним из надежных методов, позволяющим следить за изменением химической микронеоднородности металлических материалов является метод электроннозондового рентгеноспектрального микроанализа (ЭРСМА). Метод ЭРСМА применяли для количественной оценки равномерности распределения легирующих добавок в стали Р6М5. ЭРСМА проводили на микроанализаторе МАР-2 по методике [128].
По каждому легирующему элементу на диаграммной ленте потенциометра КСП-4 микроанализатора производили запись кривой интенсивности рентгеновского излучения легирующего элемента и эталона. Скорость диаграммной ленты потенциометра составляла 1800 мм/ч, скорость движения образца - 6,25 мкм/с. Осуществляли запись интенсивности рентгеновского излучения, возбуждаемого электронным пучком при изменении углов отражения кристалла-анализатора в пределах допускаемой конструкции гониометра в спектрометре прибора. ЭРСМА проводили при ускоряющем напряжении 35 КВ. Интенсивность исследуемой спектральной линии сравнивали при одних и тех же условиях (ускоряющий потенциал, величина тока зонда, отражательная способность кристалла-анализатора, угол выхода рентгеновских лучей из образца) с интенсивностью той же линии от эталона (чистого элемента).
Анализ математических моделей изотермического деформирования и определение оптимальных режимов обработки
Автором [2] исследованы математические модели 5-го порядка, полученные для стали Р6М5 без нанесения на образцы защитного покрытия перед нагревом и деформированием. Ниже приведены результаты сравнительного анализа темпер атурно-скоростных зависимостей сопротивления деформации стали Р6М5, полученные по моделям различных порядков [159].
Сравнение графических зависимостей критериев сверхпластичности, при растяжении, полученных по моделям пятого и третьего порядка проведено при фиксированных скоростях деформации [129]. Из рисунков 3.9 и ЗЛО следует, что различия значений сопротивления деформации (рисунок 3.9) составляют порядка 10 МПа при температуре 750...760 С, а в интервале температур фазового перехода различия уменьшаются до б — 8 МПа, что соответствует 5...8%.
С уменьшением скорости деформации до е=2-10 4 с"1, приближение зависимостей a (t)t полученных по моделям 3 порядка и зависимостями a(t), полученным по моделям 5 порядка становится более заметным. Отличия достигают 2 — 4 МПа.
Таким образом анализ исследуемых данных позволяет утверждать, что математические модели полученных критериев адекватны и удовлетворительно описывают экспериментальные и теоретические значения.
Проведем сравнение результатов, полученных по различным математическим моделям для растяжения, из условий оптимальных режимов изотермического деформирования, которые должны соответствовать экстремальным значениям критериев процесса СПД: минимуму сопротивления деформации а, максимуму пластичности 5 и коэффициента скоростного упрочнения т.
Рисунок 3.9 - Зависимость сопротивления деформации с от температуры t при растяжении стали Р6М5 со скоростью деформации ё=0,00066 с"1:
Эти условия определяем, анализируя температурно-скоростные зависимости вышеуказанных критериев (рисунок 3.9- 3.14),
Совместное решение системы уравнений проводили с помощью программы Eureka по выбранным целевым функциям и дисциплинирующим условиям.
Учитывая, что ресурс деформационной способности стали Р6М5, определяющий ресурсы повышенной пластичности (6 100%) и сверхпластичности (5 100%), является основным критерием поведения стали Р6М5 в термомеханических полях, за целевую функцию принимали относительное удлинение и оптимизацию проводили при следующих дисциплинирующих условиях а 100 мПа, Q 80 кДж/моль, m 0,2.
Решая систему уравнений, получили следующее решение: 6 = 94,42%, xi = 0,617, х2 = -0,279.
Зная, уравнения связи кодовых значений с натуральными значениями факторов (2.12, 2.13) (температуры Т и скорости деформации lg е) и их кодовыми значениями, можно рассчитать значения температуры и скорости деформации: 6 = 94,42%, Т = 831 С, е = 9,41-10-4 с 1.
При этом максимальное значение 5 при растяжении составляет 120%. Из приведенных результатов оптимизации следует, что оптимальная температура при растяжении в условиях СП равна 831 С, а скорость деформации составляет 9,41 хЮ 4 с"1. Растяжение стали Р6М5 в области повышенной пластичности проводят при 770 С со скоростью деформации 0,0023с"1.
Осадку образцов из стали Р6М5 проводили по точному D- оптимальному плану экспериментов в исследуемом факторном пространстве в интер вале температур 750-850 С и скоростей деформации от 0,0002 до 0,0230 с"1. На образцы перед нагревом наносили защитное покрытие на основе жидкого стекла для защиты поверхности материала от окисления и обезуглероживания. Образцы из стали Р6М5 до и после осадки в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности показаны на рисунке 3.11.
После проведения экспериментов на осадку при различных температурных и скоростных режимах по оптимальному плану (при осадке показатель напряженного состояния хз принимают равным «-1») и обработке экспериментальных данных по программе регрессионного анализа были рассчитаны неизвестные коэффициенты регрессии и получены адекватные математические модели критериев поведения стали Р6М5 при деформировании в изотермических условиях в термомеханических полях при осадке, в том числе в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности.
Влияние деформации на химическую однородность стали Р6М5
Как было установлено выше, эффект сверхпластичности в стали Р6М5 в наибольшей степени проявляется при растяжении как наиболее показательной схеме напряженного состояния для СПД, в которой преобладают растягивающие напряжения, не благоприятные для сохранения сплошности материала [2].
При СПД изменяется структура стали Р6М5: повышаются дисперсность карбидной и ферритной фаз и равномерность распределения карбидных выделений в ферритной матрице. В связи с этим должна изменяться и химическая неоднородность стали Р6М5, связанная с изменением распределения основных легирующих элементов после растяжения в условиях сверхпластичности по сравнению с исходным состоянием, которую исследовали методом электроннозондового рентгеноспектрального микроанализа на установках «MAP — 2» и «Самеса» по методике, подробно изложенной в разделе 2. Образцы исследовались в продольных сечениях относительно направления деформации. Количественной мерой неравномерности распределения легирующих элементов: вольфрама, ванадия, молибдена и хрома, служил безразмерный коэффициент вариации Jh рассчитанный по выражению (2.2).
Известно, что чем выше значения Jh тем неравномернее распределен легирующий элемент в стали Р6М5 и ниже ее химическая однородность.
Относительную равномерность распределения легирующих элементов, присутствующих в стали Р6М5 в результате СПД, определяли значением коэффициента hh показывающим во сколько раз улучшается распределение / — ого легирующего элемента в стали Р6М5 в результате СПД по отношению к исходному состоянию. Значения коэффициентов Jt и hi определяли статистической обработкой кривых интенсивностей рентгеновского излучения с определением границ доверительного интервала концентрации элементов и относительной погрешности эксперимента, которая не превышала 19%. Результаты исследований представлены в таблицах 4.4 и 4.5. сверхпластичности способствует повышению химической однородности материала. Это проявляется в более низких значениях коэффициентов неравномерности J{ вольфрама, ванадия, молибдена и хрома по отношению к исходному состоянию (таблица 4.4). Полученные результаты согласуются с данными, полученными другими авторами [2, 188] и могут быть связаны с повышенной активностью диффузионных процессов в высококоактивирован-ном состоянии стали в условиях сверхпластичности.
СПД стали Р6М5 при растяжении улучшает равномерность распределения основных легирующих элементов в структуре по отношению к исходному состоянию.
Результаты, полученные электроннозондовым рентгеноспектральным микроанализом согласуются с результатами количественных метал лографи ческих и электронно-микроскопических исследований структуры стали Р6М5.
Количественным металлографическая анализом установлено, что при СПД растяжением стали Р6М5 повышается дисперсность ее карбидной фазы, которая влияет на равномерность распределения легирующих добавок. Чем выше дисперсность, тем выше равномерность распределения легирующих элементов и меньше значения коэффициентов Jt (таблица 4.4).
Полученные результаты могут найти применение в практике термической обработки быстрорежущих сталей. Повышение равномерности распределения вольфрама, ванадия, хрома и молибдена в стали Р6М5 в результате СПД позволяет снизить время выдержки или температуры окончательного нагрева стали под закалку, а, следовательно, трудоемкость и стоимость термической обработки инструмента из быстрорежущих сталей [169, 2].
Данные исследования связаны с изучением особенностей разрушения стали Р6М5 как типичного представителя труднодеформируемого гетерофаз-ного материала в условиях, когда материал проявляет высокие (повышенная пластичность) и необычно высокие (сверхпластичность) ресурсы деформационной способности. Такие условия называют экстремальными и материал находится в них в критических состояниях (КС) [158, 170]. В разных условиях деформирования материалы реализуют различные ресурсы пластичности и деформируемости. Поэтому, управляя условиями пластического деформирования можно получить на практике из гетерофазных материалов заготовки малопереходными технологиями за счет реализации дополнительных ресурсов пластичности без разрушения.
Данные о характере разрушения многофазных материалов в различных температурно-скоростных условиях и при изменении этих условий ограниче- ны. Мнения о зарождении разрушения при СПД противоречивы [6]. Известно, что разрушение начинается с образования пор на межфазных границах, где скольжение наиболее заметно [62]. Авторы [63] утверждают, что зародыши пор на межфазных границах существуют еще до СПД.
Особенности порообразования и разрушения при растяжении стали Р6М5 в различных температурно-скоростных условиях исследовали в зоне разрыва образцов в сечениях, проходящих через ось растяжения (таблица 4.6
Похожие диссертации на Обоснование методов температурно-скоростной ресурсосберегающей обработки стали Р6М5 с использованием сверхпластичности
