Содержание к диссертации
Введение
1. Механические свойства и особенности строения металлических материалов с явно выраженной неоднородной структурой (литературный обзор) 9
1.1. Общие представления о материалах с гетерофазной структурой 9
1.2. Стереологические характеристики гетерофазных сталей 12
1.3. Прочностные свойства однонаправленных гетерофазных материалов с металлической матрицей 15
1.4. Двухфазные феррито-мартенситные стали 17
1.4.1. Факторы, определяющие строение феррито-мартенситных
сталей 18
1.4.2. Механические свойства двухфазных сталей с феррито-мартенситной структурой 21
1.4.3. Химический состав феррито-мартенситных сталей 28
1.4.4. Область применения двухфазных феррито-мартенситных сталей 29
1.5. Получение ориентированной феррито-мартенситной структуры 30
1.5.1. Формирование естественных феррито-мартенситных композитов
на базе доэвтектоидных сталей со строчечной структурой 30
1.5.2. Ориентирование структурных составляющих в процессе деформации сталей 31
1.6. Структура и свойства феррито-цементитных композиций с анизотропной структурой, сформированной в процессе пластической деформации 35
1.7. Выводы 37
1.8. Цель и задачи исследования 39
2. Материалы и методы исследования 41
2.1. Выбор материалов для исследований 41
2.2. Схемы и режимы обработки .43
2.3. Структурные исследования сталей .47
2.3.1. Металлографические исследования 49
2.3.2. Просвечивающая электронная микроскопия 51
2.3.3. Растровая электронная микроскопия 52
2.4. Оценка основных показателей конструктивной прочности сталей 53
2.4.1. Проведение прочшстных испытаний 53
2.4.2. Определение статической трещиностойкости 55
2.4.3. Испытания на усталостную трещиностойкость 59
2.4.4. Оценка показателей ударно-усталостной трещиностойкости 65
2.5. Испытания на малоцикловую усталость 68
2.6. Определение ударной вязкости 70
3. Формирование ориентированной гетерофазной структуры в низкоуглеродистых сталях путем пластической деформации в межкритическом интервале температур 71
3.1. Выбор температуры нагрева стали 72
3.2. Выбор степени деформации 76
3.3. Металлографические исследования стали с ориентированной структурой 78
3.4. Измельчение зеренной структуры стали 09Г2С при деформации в межкритическом интервале температур 81
3.5. Прочностные свойства стали 86
3.5.1. Зависимость прочностных свойств и пластичности стали от температуры нагрева в межкритическом интервале ACi - АСз 86
3.5.2. Влияние условий охлаждения на прочностные свойства стали 09Г2С 93
3.5.3. Упрочнение закаленной стали 09Г2С в процессе старения 96
3.6. Разработка схемы регулируемого термопластического упрочнения доэвтектоидной стали с нагревом в межкритической области температур 100
3.7. Трансмиссионные электронномикроскопические исследования 110
3.8. Трещиностойкость стали с анизотропной гетерофазной структурой 117
3.9. Ударная вязкость стали 126
3.10. Малоцикловая усталость стали 129
3.11. Выводы 135
4. Строение и свойства малоуглеродистой стали с анизотропной гетерофазной структурой, сформированной в процессе холодной ротационной раскатки трубчатых заготовок 138
4.1. Особенности формирования структуры стали в условиях холодной пластической деформации заготовок 138
4.2. Прочностные свойства стали 20 со структурой, сформированной в процессе холодной раскатки трубчатых заготовок 149
4.3. Термическая обработка холоднодеформированных трубчатых заготовок 154
4.4. Вязкость стали после раскатки в холодном состоянии 156
4.4.1. Особенности пластической деформации и разрушения структурных составляющих стали в процессе раскатки 156
4.4.2. Особенности разрушения стали с анизотропной гетерофазной структурой в условиях динамического нагружения 160
4.4.3. Малоцикловая усталость 161
4.4.4. Испытания на ударную вязкость 164
4.5. Формирование анизотропной феррито-цементитной структуры в процессе глубокой вытяжки стали 166
4.6. Выводы 170
5. Повышение комплекса механических свойств сталей с анизотропной гетерофазнои структрой ...172
5.1. Эффективность применения сталей с явно выраженной анизотропной структурой 173
5.2. Практика получения и применения изделий из стали 18ЮА с анизотропной гетерофазной структурой 176
5.3. Выводы 181
Основные результаты и выводы 183
Список литературы 186
Приложения 195
- Стереологические характеристики гетерофазных сталей
- Оценка основных показателей конструктивной прочности сталей
- Металлографические исследования стали с ориентированной структурой
- Вязкость стали после раскатки в холодном состоянии
Введение к работе
Разработка высокопрочных, надежных, долговечных материалов всегда считалась приоритетной научной задачей. В последние годы исследования, связанные с решением этой задачи, ведутся по двум направлениям. Во-первых, продолжается разработка новых марок металлических материалов, в первую очередь сталей и проводится оптимизация технологических процессов упрочнения уже разработанных сплавов [1-21]. Во-вторых, активно проводятся работы по созданию композиционных материалов, обладающих высоким комплексом механических свойств [23-50].
Достоинствами основного на сегодняшний день вида конструкционных материалов - сталей, определяющими их широкую распространенность, являются относительная дешевизна исходного сырья, простота технологии производства, высокий комплекс механических свойств, возможность вторичной переработки и другие важные качества. Основные достоинства композиционных материалов заключаются в возможности сочетания исходных элементов с резко различающимися свойствами, широких возможностях управления структурными составляющими, достижении аномально высоких показателей механических свойств. Классическое противоречие между прочностью и трещиностойкостью сталей в настоящее время достаточно эффективно решается путем разработки и применения композиционных материалов.
Однако для многих композитов характерны и свои недостатки, например, достаточно высокая стоимость, необходимость применения специальных технологий, низкая прочность при сдвиговых нагрузках, плохая сопротивляемость сжатию. С этих точек зрения стали имеют перед композиционными материалами определенные преимущества.
Анализ перспектив применения конструкционных материалов свидетельствует о том, что в обозримом будущем стали останутся основным конструкционным материалом. Естественно, что задачи разработки новых марок
сталей и улучшения свойств уже используемых сплавов будут долгое время актуальными. Одно из эффективных решений этих задач может быть связано с формированием в сталях структуры, обладающей важными достоинствами композитов, обусловленными, в частности, явно выраженной анизотропией механических свойств.
Особенность многих проектируемых изделий заключается в том, что в разных направлениях они испытывают различную нагрузку. Следовательно, в идеальном случае и материал, из которого проектируется конструкция, должен быть усилен в наиболее нагруженном направлении. В композиционных материалах это условие выполняется относительно просто за счет соответствующего армирования упрочняющими волокнами. Особенности строения железоуглеродистых сплавов и технологические возможности современного оборудования позволяют получить ориентированную структуру и в ряде промышленных сталей.
В настоящее время известно несколько способов получения четко ориентированной гетерофазной структуры в сталях. Анализ этих способов проведен в первом разделе диссертационной работы. В отличие от технологических процессов изготовления большинства композиционных материалов технология получения анизотропной гетерофазной структуры в сталях не предполагает отдельных стадий получения матрицы, волокна и объединения их в целое.
Настоящая работа посвящена исследованию анизотропной гетерофазной структуры и свойств малоуглеродистых сталей, пластически продефор-мированных в холодном состоянии и в межкритической области температур. Изменением условий охлаждения получали различные сочетания структурных составляющих. Используя различные методы исследования механических свойств, в том числе прочности, статической, усталостной и ударно-усталостной трещиностойкости, в работе изучалось поведение анизотропных материалов в различных условиях внешнего нагружения. Одна из наиболее важных задач, поставленных в работе, заключалась в оптимизации парамет-
ров гетерофазной структуры, позволяющей обеспечить высокий комплекс механических свойств сталей. Результаты проведенных исследований приведены ниже.
Стереологические характеристики гетерофазных сталей
В материалах, содержащих две и более фазы, параметры сопротивления деформации или разрушению, а так же скорость деформационного упрочнения зависят не только от свойств фаз, но и в значительной степени от их стереологических характеристик [68, 75, 76]. К таким характеристикам относят: объемную долю упрочняющей фазы, размеры зерен фаз, взаимное удаление, степень контакта, непрерывность и др. Характеристиками многофазных структур могут служить: Sv- удельная поверхность данной фазы; Vv - объемная доля данной структурной составляющей. При этом параметры Vv и Sv, определяемые на плоском сечении, однозначно связаны с соответствующими параметрами реальной трехмерной структуры. Важным параметром строения двухфазных структур является связность или непрерывность фазы, которая не зависит от размеров и формы частиц [76]. Непрерывность фазы С оценивается числом контактов частиц данной фазы. На практике в качестве характеристики непрерывности фазы часто используют коэффициент смежности [75, с.36]: где Sv - удельная площадь поверхности контакта между зернами фазы р; Sv - удельная площадь поверхности всех структурных составляющих сплава. С учетом зависимости (1.1) характеристика вероятности контакта между структурными составляющими а и В в двухфазном сплаве может быть представлена в виде [75]: Классификация двухфазных структур по стереологическим признакам, предложенная в работе P. Stratmann и Е. Hornbogen [75, 77, 78], приведена на рис. 1.1. В зависимости от характеристики вероятности контакта Д = Срр/Саа и объемной доли второй фазы различают дисперсную, сетчатую и дуплексную структуры. Основным признаком дисперсной структуры является то, что участки второй фазы (Р-фазы) практически изолированы друг от друга, т. е. Срр — О, А— 0. Объемная доля частиц второй фазы в дисперсной структуре находится в пределах 0 Vp 1) [78]. Б.Г. Лившиц с соавторами [79] называют подобную структуру матричной.
Если А — оо, что достигается при непрерывности р-фазы и отсутствии контакта между зернами сс-фазы, тогда структуру называют сетчатой [77]. Сетчатая структура соответствует малым значениям объемной доли второй фазы (Vp« 1). При А » 1 (Срр = Саа, Svpp = Svact, Va « Vp « 0,5) структуру называют дуплексной [77]. Аналогичную структуру без ограничений по объемной доле второй фазы называют статистической [79].
Имеются и другие специфические термины, характеризующие структуру гетерофазных материалов. В работе Э. Хорнбогена [77] используется термин «дуальная структура». Этот термин обозначает промежуточную по топологическим параметрам структуру с небольшим количеством второй фазы. Для дуальной структуры характерно, что вторая фаза в количестве Vp = 0,1...0,2 преимущественно выделяется в тройных стыках основной фазы (рис. 1.2). В зарубежной литературе термин "стали с дуальной структурой" рассматривают как синоним двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС). С.А. Голованенко и Н.М. Фонштейн отмечают, что в стереологиче-ском отношении это нестрого, так как в зависимости от исходной структуры, состава стали и схемы термической обработки ДФМС, помимо дуальной, могут обнаруживать также сетчатую, дуплексную или дисперсную структуру [75].
Главная задача при создании композиционного материала заключается в том, чтобы обеспечить нагружение высокопрочных частиц при течении матрицы. Передача усилий от матрицы к волокну может происходить только при наличии между ними прочной связи [70]. Считают [50], что если растягивающая нагрузка в композиционном материале направлена вдоль оси параллельных волокон, то для получения эффекта упрочнения предельное относительное удлинение матрицы должно быть как минимум равно относительному удлинению волокон. Матрица в композиционном материале должна быть достаточно прочной и вязкой. Являясь непрерывной фазой, матрица объединяет в единое целое волокна, воспринимает и передает волокнам внешнюю нагрузку. Кроме перечисленных функций матрица обеспечивает прочность и жесткость системы при действии сжимающей нагрузки в направлении, перпендикулярном к армирующим элементам [50].
Одно из важнейших достоинств композиционных материалов заключается в возможности расчета некоторых свойств, в том числе и прочностных, на основании данных об объемной доле исходных составляющих структуры и величине их механических свойств. Эта возможность основана на привлечении расчетных моделей. Выбор типа расчетной модели определяется строением композиционного материала, характером расположения упрочняющей фазы. Наиболее обоснованным и простым с теоретической точки зрения является композиционный материал, армированный ориентированными в одном направлении волокнами.
Для расчета прочностных свойств композиционных материалов используется ряд зависимостей, прочность которых определяется многими факторами. Одна из наиболее известных и простых зависимостей, позволяющая получить расчетные значения прочностных свойств, близкие к эксплуатационным, имеющая наименование "уравнение смесей" или уравнение аддитивности используется для оценки прочности однонаправленных композиций. Эта зависимость имеет следующий вид [50]: где Ve - объемная доля волокон; ( гв)к, ( тв)в - пределы прочности при растяжении композиции в целом и волокон; а\ - напряжение в матрице в момент разрыва волокон. При проектировании композиционных материалов принципиальное значение имеет вопрос об объемной доле упрочняющей фазы. С увеличением объемной доли волокна прочностные свойства композиции возрастают. Однако при превышении определенной величины в случае малой пластичности матрицы может происходить расслоение композиции, т.е. наблюдается потеря монолитности материала. Условием сохранения сплошности композиции в условиях растяжения ортотропного материала является превышение толщины слоя матрицы 8 между отдельными волокнами диаметром de более некоторого значения [50]: соответственно.
Таким образом, чем пластичнее матрица, тем больше волокон может быть введено в материал. На практике максимальная объемная доля волокон ограничена значением Ve - 0,7...0,75, поскольку при ее превышении композиции проявляют склонность к образованию трещин и расслоений.
Прочность большинства композиционных сталей, рассчитанная по уравнению аддитивности (1.3), в большинстве случаев отличается от прочности, определенной экспериментально при растяжении. Это происходит потому, что данное уравнение не учитывает субструктурного упрочнения матрицы [70].
Типичными примерами разработки материалов с ярко выраженной неоднородной структурой являются двухфазные феррито-мартенситные стали (ДФМС). Этому классу сталей посвящено большое количество работ. Структура, свойства и особенности применения феррито-мартенситных сталей в нашей стране подробно отражены в монографии и статьях С.А. Голованенко и Н.Ф. Фонштейн с соавторами [75, 80-83].
При разработке технологических процессов, обеспечивающих получение двухфазной феррито-мартенситной структуры сталей, одной из основных задач являлось не только увеличение прочностных свойств, но и одновременное повышение показателей надёжности и технологической пластичности материалов. Это имеет особое значение, например, при обработке сталей методом холодной листовой штамповки [75].
Оценка основных показателей конструктивной прочности сталей
Известно, что поведение сплава в конструкции, в частности его надежность, как правило, не может быть оценена какой-либо одной характеристикой механических свойств. В последние годы в практике испытаний используется термин «конструктивная прочность материала». Под конструктивной прочностью понимают комплекс механических свойств, находящихся в тесной корреляции с эксплуатационными свойствами изделия или конструкции [139]. Таким образом, с учетом этого определения, в зависимости от условий эксплуатации изделий в каждом конкретном случае конструктивная прочность может характеризоваться разным набором механических свойств. Однако чаще всего конструктивная прочность определяется такими важными свойствами как предел текучести и статическая трещиностойкость. О важности этих двух параметров свидетельствует тот факт, что именно они описывают так называемые «диаграммы конструктивной прочности» [87]. Однако анализ реальных условий эксплуатации изделий показывает, что кроме прочностных свойств и статической трещиностойкости весьма важным является определение показателей усталостной и ударно-усталостной трещиностойкости. Исходя из этих соображений, в работе осуществлялся выбор методов механических испытаний материалов.
Прочностные испытания проводили на универсальном испытательном комплексе (рис. 2.5) и машине растяжения типа 2167 Р-50. Скорость движения подвижной траверсы во время нагружения исследуемых образцов составляла 10 мм/мин. Запись диаграммы растяжения осуществлялась на двухкоординатном самописце типа ПДА-1. Образцы для механических испытаний имели гантелеобразную форму. Размеры образцов указаны на рис. 2.6. Образцы изготавливали на плоскошлифовальном станке. На каждом режиме термической или термопластической обработки испытывали по 6-9 образцов. Геометрические параметры, необходимые для оценки удлинения и сужения образцов, измеряли с помощью инструментального микроскопа УИМ-21 с точностью ± 0,01 мм.
Для оценки прочностных свойств трубчатых заготовок использовали плоские образцы, вырезанные в продольном направлении и образцы кольцевого типа. Растяжение колец осуществляли двумя полудисками по схеме, приведенной на рис. 2.7. Общий вид приспособления, использованного для для растяжения колец, показан на рис. 2.8. По результатам испытаний рассчитывали величину предела прочности и предела пропорциональности (по методике, разработанной для оценки свойств полимерных композитов и описанной в ГОСТ 25.603-82)".
Одним из важнейших показателей конструктивной прочности, наряду с пределом текучести, параметрами усталостной трещиностойкости и другими показателями качества металлических материалов, является статическая трещиностойкость. В последние десятилетия оценке статической трещиностойкости уделяется особое внимание. Специалистами в области механики разрушения предложено несколько типов критериев трещиностойкости. Важным геометрическим параметром, определяющим возможность применения той или иной методики испытаний на трещиностойкость, является толщина исследуемых образцов. Чем меньше предел текучести исследуемого материала, тем больше должна бьпъ толщина образца. Учитывая, что материалом исследования является низкоуглеродистая, относительно низкопрочная сталь исходя из условия минимизации габаритов применяемых образцов, в работе в качестве наиболее предпочтительной методики оценки статической трещиностойкости выбрана методика оценки J-интеграла (рис. 2.9). По сравнению с определением коэффициента интенсивности напряжений Кю эта методика допускает использование образцов существенно меньших размеров. Однако следует отметить, что, даже используя методику определения J-интеграла, в работе не удалось определить значения тю соответствующие условиям плоской деформации образцов. Поэтому при проведении исследований оценивали значения Jo соответствующие проявлению плосконапряженного состояния стали. Для того чтобы в этом случае можно было сравнивать различные материалы и режимы обработки по критерию статической трещиностойкости материалов, все исследуемые образцы имели одинаковые размеры.
Для проведения испытаний применяли плоские образцы размером 100x18x3 мм. Концентраторами механических напряжений на образцах служили надрезы, форма которых показана на рис. 2.10. Первый надрез шириной 1 мм и глубиной 2 мм наносили механически, абразивным кругом. На дне этого надреза с помощью латунной проволочки методом электроэрозионной обработки наносили еще более тонкий концентратор. Глубина этого концентратора была равной 0,5 мм, ширина - ОД мм. Концентраторы служили для облегчения зарождения усталостных трещин. Усталостные трещины выращивали на специальной установке, работающей по схеме жесткого на-гружения. При вьфащивании трещин был реализован «отнулевой» цикл нагружения. Амплитуда деформации во время циклического нагружения была равной 0,25 мм. Длина трещины (вместе с концентраторами) составляла 9 мм, т.е. была равной половине ширины образца. Такой длины усталостная трещина достигала не менее чем за 0,5 105 циклов нагружения.
Испытание на статическую треіциностойкость по методу J-интеграла заключалось в однократном статическом приложении нагрузки к плоскому образцу с заранее подготовленной усталостной трещиной и записи диаграммы "нагрузка Р - прогиб образца Г (рис. 2.9). Нагружение образцов осуществлялось методом трехточечного изгиба на универсальном испытательном комплексе. Расстояние между неподвижными
опорами, на которые устанавливался испытуемый образец, составляло 72 мм, т.е. было в четыре раза больше ширины образцов. Запись диаграмм "Р - f осуществлялась на двухкоординатном самопишущем приборе типа ПДП4-002, электрические сигналы на который поступали с тензометрической системы. Общий вид и схема ее показаны на рис. 2.113. Прогиб образца f фиксировали в точке приложения нагрузки. Величину J-интеграла рассчитывали по формуле
Большинство реальных изделий в процессе эксплуатации испьпъпзают знакопеременное нагружение. Соответственно разрушение их носит усталостный характер. Таким образом, усталостные испытания являются одним из важнейших видов испытаний металлических материалов. В зависимости от условий нагружения различают испытания на малоцикловую и многоцикловую усталость. В настоящей работе проводились испытания с определением критериев как мало-, так и многоцикловой усталости.
Длительное время основной характеристикой многоцикловых испытаний являлся предел вьшосливости металлических материалов a.j. Однако в последние годы в практике усталостных испытаний чаще используется метод, основанный на построении кинетических диаграмм усталостного разрушения (КДУР). Количественные характеристики, получаемые в процессе анализа кинетических диаграмм усталостного разрушения, являются более информативными.
Металлографические исследования стали с ориентированной структурой
Анализируя особенности структуры сталей, продеформированных при температурах, соответствующих межкритической области (А і-Аз), следует отметить одну важную особенность. Она заключается в том, что при относительно плавном изменении температуры наблюдаются весьма значительные структурные изменения сталей. Речь идет как о форме структурных образований, так и о химическом составе фаз. При повышении температуры происходит увеличение объемной доли аустенита, имеет место перераспределение углерода между ферритом и аустенитом. Увеличение объемной доли аустенита оказывает влияние на форму образующихся из него фаз, в частности мартенсита. Кроме того, следует учитывать, что в деформированных сталя на морфологию феррита и аустенита большое влияние оказывают рекри-сталлизационные процессы и процессы диффузии углерода.
На рис. 3.5 приведены фотографии структуры стали 09Г2С, прокатанной при различных температурах, соответствующих межкритическому интервалу АгАз- Степень деформации во всех случаях составляла 60 %. Сразу же после прокатки осуществляли охлаждение образцов в холодной воде. В результате такой термопластической обработки была сформирована феррито-мартенситная структура. На этом же рисунке приведены соответствующие схемы, облегчающие визуальное представление произошедших структурных изменений. Следует отметить, что увеличение температуры деформации от 740 до 820 С приводит к проявлению существенных различий в структуре исследуемой стали.
Прокатка стали со степенью 60 % при 740 С приводит к формированию ориентированной феррито-мартенситной структуры (рис. 3.5а). Проведенный анализ показал, что коэффициент формы микрообъемов мартенсита составляет 8. На продольных шлифах мартенсит выглядит в виде отдельных протяженных образований. Зерна феррита имеют четко выраженную вытянутую форму. Явных признаков рекристаллизации феррита по данным металлографических исследований не наблюдается.
Повышение температуры отражается в увеличении объемной доли мартенсита (рис. 3.56). В результате этого имеет место слияние соседних микрообъемов мартенсита. Часто они приобретают форму замкнутых образований (в виде сплюснутой сетки). В качестве примера может быть приведена структура, сформированная в стали 09Г2С, прокатанной при 790 С. Объемная доля мартенсита, соответствующая этой температуре нагрева составляет 0,45. Феррит стали, прокатанной при 790 С, существенно отличается от структуры, образующейся при 740 С. Повышение температуры на 50 С приводит к проявлению признаков рекристаллизации феррита. Тем не менее следует отметить, что коэффициент формы объемов мартенсита по сравнению с 1дЄф = 740 С существенно не изменяется (Кф 8). Описанные темпе ратурно-временные и силовые условия воздействия на материал не способствуют проявлению активной деградации вытянутых слоев аустенита.
Анализ структуры, сформированной при деформации стали 09Г2С, нагретой до 820 С, и последующем немедленном охлаждении, свидетельствует о значительных изменениях в строении анализируемого материала. Мартенсит выглядит в виде "размытых" объемов (рис. 3.5в). Наблюдается существенное уменьшение коэффициента формы мартенситных конгломератов (рис. 3.6). Можно говорить о том, что ориентированная феррито-мартенситная структура в результате активного развития рекристаллизаци-онных и диффузионных процессов вырождается. Деформация со степенью 60 % при 820 С приводит к реализации процесса динамической рекристаллизации феррита. Все наблюдаемые зерна феррита являются результатом преобразования зерен, вытянутых при горячей прокатке. Анализ результатов металлографических исследований позволяет говорить о формировании в процессе данной термопластической обработки мелкозернистой структуры феррита. Средний размер ферритного зерна составляет 3,5 мкм. Вытянутые в направлении прокатки зерна наблюдаются лишь в зонах, свободных от объемов мартенсита (бывшего аустенита) (рис. 3.5в). Таким образом, следует отметить, что с точки зрения формирования явно выраженной слоистой структуры (предотвращения ее деградации) температура деформации стали 09Г2С не должна превышать 790 С.
Результаты проведенных в работе металлографических исследований показали, что при деформации стали доэвтектоидного типа в межкритическом интервале температур проявляется механизм, благоприятно отражающийся на измельчении зеренной структуры материала, обусловленный влиянием границ межфазного типа. Одновременное присутствие в сплаве двух фаз - феррита и аустенита является важнейшим фактором, способствующим формированию мелкозернистой структуры. Межфазные границы выполняют функцию своеобразных барьеров, ограничивающих рост зерен контактирующих фаз.
Горячая прокатка стали, находящейся в двухфазном состоянии, приводит к тому, что зерна, как аустенита, так и феррита преимущественно вытягиваются в продольном направлении. Их размеры в поперечном направлении соответственно уменьшаются. Важным условием для обеспечения мелкого зерна в присутствующих фазах является сохранение структуры слоистого типа и развитие в слоях феррита и аустенита первичной рекристаллизации. С увеличением степени деформации стали толщина ферритных и аустенитных прослоек уменьшается. Максимальный размер зерен каждой из фаз в поперечном направлении ограничен толщиной соответствующих слоев. Наибольший эффект достигается в тех случаях, если удается не допустить развития собирательной рекристаллизации, приводящей к росту зерна в продольном направлении.
Отмеченное выше иллюстрирует рис. 3.7, на котором показано, что максимальный размер ферритных зерен в поперечном направлении равен толщине ферритных слоев. На рис. 3.8 приведены схемы, отражающие особенности формирования феррито-аустенитной структуры стали в различных условиях термопластического воздействия. Анализ результатов проведенных исследований свидетельствует о том, что чем больше степень деформации стали, тем меньше размер образующихся зерен. В реальных условиях при деформации стали 09Г2С со степенью 60...70 % удается обеспечить размер зерна феррита 1 ...3 мкм.
Таким образом, в процессе металлографических исследований выявлен механизм формирования мелкозернистой структуры в условиях деформации доэвтектоидных сталей в межкритическом интервале температур, обусловленный торможением роста зерен межфазными границами. Уменьшение толщины аустенитных и ферритных прослоек, происходящее в процессе пла
Рис. 3.8. Схема строения ферритных зерен в структуре феррито-аустенитного типа, сформированной в различных условиях температурно-силового воздействия. а - квазиизотропная феррито-аустенитная (Ф-А) структура, образованная при нагреве в межкритической области температур (AC-AQ); б - г - анизотропная Ф-А структура, сформированная путем прокатки при температурах межкритического интервала. стической деформации стали, ограничивает размер образующихся при рекристаллизации зерен феррита и способствует уменьшению длины мартен-ситных кристаллов. С увеличением степени деформации эффективность данного механизма измельчения феррито-мартенситной структуры возрастает. При обеспечении равных значений объемной доли феррита и аустенита одинаковые условия для измельчения зеренной структуры проявляются в обеих фазах. Это, в свою очередь, означает, что для конечной структуры характерным будет присутствие как мелкозернистого феррита, так и мелкокристаллического мартенсита (или бейнита).
Вязкость стали после раскатки в холодном состоянии
В процессе ротационной раскатки материал трубчатых заготовок претерпевает значительные структурные изменения. Эти изменения касаются обеих структурных составляющих стали 20 - феррита и перлита, а также границ между ними.
Плотность дислокаций в феррите отожженной стали 20 составляла 310 смЛ В процессе холодной пластической деформации плотность дислокаций резко возрастает. Для дислокаций в материале, находящемся в сильно деформированном состоянии, характерно проявление эффектов коллективного характера. При достижении плотности дислокаций 1011 см"2 возможности независимого перемещения отдельных дислокаций существенно снижаются. Эффективным средством релаксации накопленных механических напряжений в этих условиях становится перестройка дислокационной структуры, в результате которой формируются дислокационные построения ячеистого типа. Размер ячеек составляет 0,3...0,4 мкм, толщина границ ячеек 0,15...0,2 мкм.
Другим видом структурных преобразований, характерным для сильно-деформированного феррита, является формирование частичных дисклина-ций, диполей частичных дисклинаций, полосовой структуры (рис. 4.13). Построения такого типа в большом количестве наблюдаются в стали, деформированной со степенью 70 %. При формировании дисклинационных построений имеет место разворот смежных микрообъемов материала, что выражается в формировании полос различного контраста. Разделение дислокаций по знаку, перегруппировка их в стенки является механизмом релаксации внутренних напряжений. Перераспределение дислокаций сопровождается их частичной аннигиляцией.
В структуре перлита также происходят значительные преобразования. Однако в отличие от ферритных зерен, перлитные образования меняют свою форму менее равномерно. Это объясняется тем, что в отдельные перлитные конгломераты входит множество перлитных колоний с продольно ориентированными цементитными пластинами. В том случае, если пластины в колонии по отношению к цилиндрической поверхности отклонены на угол, отличный от 90, деформация перлита происходит легче. В процессе снижения толщины стенки трубы угол между плоскостью цементитных пластин и цилиндрической поверхностью трубы постепенно уменьшается. Как и в процессе волочения, цементитные пластины смещаютсяя друг относительно друга по механизму сдвига колоды карт. Часть цементитных пластин Пластины цементита, ориентированные приблизительно под прямым углом к поверхности трубы, под действием нормальной нагрузки, передающейся раскатными роликами, теряют устойчивость (рис. 4.136). Учитывая, что в пределах одной колонии или субколонии перлита находится множество параллельных цементитных пластин, понятно, что потеря устойчивости пластин может произойти одновременно в пределах всей колонии. Т.е. в данном случае в явном виде обнаруживается самосогласованный характер пластической деформации микрообъема с одинаково ориентированными пластинами.
Сопротивление пластической деформации перлитных колоний с перпендикулярно расположенными цементитными пластинами существенно выше по сравнению с другими колониями. Поэтому даже в трубе, раскатанной с большими степенями деформации, можно наблюдать вытянутые перлитные конгломераты, на которых наблюдаются слабо деформированные бугры (рис. 4.13в).
Важнейшими элементами структуры исследуемых сталей в процессе их холодной раскатки становятся зоны сопряжения феррита и конгломератов перлита. Постепенно границы между этими элементами ослабляются, запас пластических свойств материала исчерпывается. Экспериментально установлено, что для трубчатых заготовок из отожженной стали 20 максимальная степень деформации, при которой сохраняется сплошность материала, составляет 75 %. При превышении этой степени резко возрастает вероятность образования в стали трещин. Разрушение трубы часто происходит по механизму ее расслоения. В результате потери пластических свойств на каком-либо участке между ферритом и перлитом возникает микротрещина. Наиболее вероятная плоскость ее залегания примерно эквидистантна цилиндрической поверхности трубы. Материал заготовки при этом ослабляется, в результате чего возможен сдвиг наружного слоя трубы относительно внутреннего.
Важнейшим структурным параметром сталей, определяющим критическую степень их деформации и склонность материала к расслоению в про цессе холодной раскатки, является загрязненность неметаллическими включениями. Экспериментально установлено, что для обеспечения в процессе раскатки обжатия на 70...75 % загрязненность сталей хрупкими неметаллическими включениями (оксидами) не должна превышать балл 2,0 по ГОСТ 1778-70. Содержание неметаллических включений пластичного типа (сульфиды железа) необходимо ограничивать баллом 2,5.
Наиболее нагруженным оказывается материал в зоне расслоения заготовки. Благодаря характерному строению, сформированному в процессе раскатки заготовок, удалось установить, что в зоне расслоения локальные участки материала подвергаются вращению.
Ряд деталей машин и элементов конструкций в процессе эксплуатации может испытывать воздействие динамических нагрузок. Выявление особенностей пластической деформации и разрушения материала в таких жестких условиях нагружения представляет собой актуальную научную задачу. Можно ожидать, что в сталях с явно выраженной анизотропной гетерофазной структурой особенности разрушения будут связаны с условиями приложения внешней нагрузки.
При выполнении данной работы образцы динамически нагружали на машинах электромагнитного типа по схеме сжатия. Образцы имели структуру феррито-мартенситного типа, сформированную путем закалки стали 20 из межкритической области температур (tmrp= 780 С) и последующей ротационной раскатки со степенью 40 %. В качестве контрольных использовали образцы с феррито-мартенситной структурой после закалки и отпуска при 200 С.
Установлено, что в одинаковых условиях динамического нагружения стойкость пластически деформированных образцов с анизотропной структу рой на 40 % ниже по сравнению с контрольными. Объяснить это можно тем, что направление действия внешней силы совпадает с большинством плоскостей сопряжения участков феррита и мартенсита. Границы такого типа являются ослабленными уже после деформации стали в холодном состоянии (из-за несовместности деформации фаз). В результате динамического нагруже-ния под действием осевой силы облегчается образование, распространение и объединение трещин в одну, приводящую к разрушению образцов.
С позиции повышения ударно-усталостной трещиностойкости наиболее оптимальной является схема нагружения, которая предусматривает воздействие силы поперек слоев упрочняющей фазы. Механизм разрушения, соответствующий этой схеме нагружения, заключается в частой смене направления трещины (при подходе к границам раздела), разветвлении трещины. Реализация данного механизма разрушения связана с дополнительными затратами энергии, что приводит к повышению трещиностойкости материала. Экспериментально установлено, что циклическая долговечность образцов с анизотропной феррито-мартенситной структурой по сравнению с контрольными образцами в условиях динамического воздействия изгибающей силы в 2,8 раза больше.
Испытания на малоцикловую усталость являются одним из методов механических испытаний, при которых ярко проявляются достоинства ориентированной структуры, сформированной в процессе ротационной раскатки труб из низкоуглеродистых сталей. Эти достоинства характерны как для структуры феррито-перлитного, так и феррито-мартенситного типа. По сравнению с контрольными (нераскатанными) образцами, имевшими подобную структуру, но с равноосными упрочняющими элементами скорость развития усталостных трещин в образцах со слоистй структурой соответственно в 1,
Похожие диссертации на Повышение конструктивной прочности низкоуглеродистых сталей путем формирования анизотропной гетерофазной структуры в условиях горячей и холодной пластической деформации
