книги / Физическая природа пластической деформации
..pdfслужбы металла, тем меньше запас скрытой энергии. Последнее и способствует предохранению металла от возникновения в нем процессов рекристаллизации и разупрочнения.
Упрочнение металла, связанное с раздроблением фрагментов и блоков и увеличением углов их разориентировок, приводит к на коплению скрытой энергии наклепа, которая при достижении опре деленной величины вызывает при данной температуре рекристалли зацию. Таким образом, процессы, приводящие к упрочнению металла, подготавливают и возможность его разупрочнения в резуль тате накопления скрытой энергии. Субструктуры, соз данные путем преддеформации и отжига, оказы ваются более устойчивыми против ползучести по срав нению со структурами, об разующимися в процессе ползучести, еще и потому, что они, являясь более тон кими, накапливают мень ше скрытой энергии. Разориентировка у таких структур значительно мень ше, благодаря чему и об щая энергия малоугольных границ ниже. Оптималь ные степени деформации, по-видимому, являются те
ми степенями, при которых еще не превзойдена максимальная для данных условий работы допустимая величина скрытой энергии наклепа.
На рис. 2 приведена зависимость температуры начала рекри сталлизации от степени преддеформации для никеля [12]. Здесь же нанесены оптимальные степени преддеформации никеля, испы тывавшегося при температурах 550, 700 и 900° С. Точки располо жены левее кривой зависимости температуры начала рекристалли зации от величины' предварительной деформации. Каждая из них соответствует степени деформации, меньшей той, которая при вы держке 8 ч при данной температуре приводит к появлению центров рекристаллизации размером 1 0 см. Если черезэти точки провести кривую, то она будет иметь такой же вид, как и отрезок кривой рекристаллизации, лежащий в этом же интервале температур.
3. К о з ы р с к и й Г. Я., К о н о н е н к о |
В. А., О к р а и н е ц П. Н.— |
||||||||||||
|
В |
кн.: Вопросы |
физики металлов и металловедения. Изд-во АН УССР, К-, |
||||||||||
|
1953, |
10, 3. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
4. |
Д а н и л е н к о |
В. М., К о з ы р с к и й |
Г. Я.— В |
кн.: Вопросы физики |
|||||||||
|
металлов и металловедения. Изд-во АН УССР, К., 1960, И, 134. |
|
|||||||||||
5. |
К о з ы р с к и й |
Г. Я., К о н о н е н к о В. А.— В кн.: Вопросы физики металлов |
|||||||||||
|
и металловедения. Изд-во АН |
УССР, К., |
I960, 11, |
94. |
|
||||||||
6. |
К о з ы р с к и й |
Г. |
Я., Р я б о ш а п к а |
К. |
П.— |
В кн.: Вопросы физики |
|||||||
7. |
металлов и металловедения. Изд-во АН УССР, |
К., 1960, И, |
101. |
||||||||||
A v e r b a c h |
В. L. et al.— Acta Met., 1956, 4, |
477. |
|
|
|||||||||
8. |
M i |
ch e 1 1 D.— Phil. Mag., |
1956, 8, 1, 548. |
|
|
|
|
||||||
9. |
M i |
ch e 1 1 D., H a i g F. |
D.— Phil. Mag., 1957, 8, |
2, 15. |
|
||||||||
10. |
T и тч e н ep |
Э. Л., |
Б е в е р |
M. Б.— УФМ, |
1961, |
4, 290. |
|
||||||
И. П а р к е р |
Э. |
P., |
У о ш б е р н |
Д ж .— В кн.: Ползучесть и возврат. Метал- |
|||||||||
|
лургиздат, |
М., |
1961, 260. |
|
|
|
|
|
|
||||
12. |
К о з ы р с к и й |
Г. Я., Л а р и к о в Л. Н., П е т р у н и н |
Г. А., Ш м а т |
||||||||||
|
к о |
О. А.— ФММ, 1964, 18, 3, 454. |
|
|
|
|
|||||||
|
Институт металлофизики |
|
|
|
Поступила |
в редколлегию |
|||||||
|
АН УССР |
|
|
|
|
|
|
|
|
28 октября 1965 г. |
ВЛИЯНИЕ УДАРНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В СТАЛЯХ
М. В. Белоус, Л. М. Мультах, В . Г Пермяков
связи с внедрением в произ водство способов скоростной деформации материалов нами была предпринята попытка изучить фазовые и структурные изменения, которые происходят в сплавах в этих условиях, а также получить информацию о поведении деформированного материала при после дующем нагреве.
Химический состав исследованных сплавов указан в таблице. Термическая обработка заключалась в отжиге при температуре 950° С для стали 45 и при температуре 850° С для сталей У8 и У10, что обеспечивало получение структуры грубопластинчатого перлита.
Структуры с различной степенью дисперсности фазовых со ставляющих получали отпуском сталей при температурах от 400 до 700° С с интервалом в 50°
Температура закалки составляла 920° С для стали 45 и 820° С — для сталей У8 и У10. Термообработка проводилась с соблюдени ем мер предосторожности против обезуглероживания и окис ления.
Ударная деформация осуществлялась на электроразрядной уста новке; в ряде случаев использовалась специальная методика. Образцы для ударной деформации имели форму низких цилиндров диаметром 12 мм и высотой от 3,5 до 9 мм; торцевые поверхности образцов полировались. Степень деформации определялась по из менению высоты образца.
|
|
|
|
Химический состав, % |
|
|
||
Марка |
С |
Si |
Мп |
Сг |
Ni |
S |
р |
|
|
|
|||||||
Армко-железо |
0,015 |
0,19 |
0,06 |
0,2 |
0,12 |
0,01 |
0,01 |
|
Сталь |
45 |
0,43 |
0,20 |
0,5 |
0,033 |
0,032 |
||
Сталь |
У8 |
0,74 |
0,26 |
0,3 |
0,2 |
0,10 |
0,014 |
0,012 |
Сталь |
У 10 |
1,02 |
0,23 |
0,49 |
0,04 |
0,12 |
0,010 |
0,011 |
Образцы для деформации растяжением представляли собой ци линдры диаметром 3 мм с резьбовым креплением на концах. Вытяж ка полусфер диаметром 70 мм осуществлялась из листовых загото вок толщиной 1 мм. Средняя скорость деформирования достигала 150 м/сек.
Твердость образцов определялась на приборе типа ТП при на грузке 50 кГ; в отдельных случаях определялась микротвердость на приборе ПМТ-3. Рентгеноструктурный анализ проводился на установках УРС-50И и УРС-60 в железном излучении. Для магнит ного анализа использовалась дифференциальная методика в силь ных полях [1]; напряженность поля в зазоре магнитометра составляла 3200 э (250 ка/м). Дилатометрическое исследование графитизации при нагреве деформированных сталей проводилось по методике, описанной в [2]. Контрольным методом служило колориметри ческое исследование, которое проводилось на фотоколориметре типа ФЭК-М.
При микроструктурном изучении сплавов обращало на себя внимание то, что характер изменения микроструктуры армко-же- леза при ударных нагрузках значительно отличается от характе ра изменения микроструктуры отожженных, нормализованных
вует переходу карбидной фазы с точкой Кюри 265—270° С в па рамагнитное состояние. Начиная с 400° С уменьшение намаг ниченности становится необратимым. Кривая охлаждения 2'— 3—4 полностью обратима, и на ней фиксируется точка Кю-
Рис. 3. Рекристаллизация |
армко-железа, |
Рис. 4. |
Термомагнитная |
кривая |
наклепанного ударом, 1|> = |
66%: |
нагрева |
и охлаждения стали 45, |
|
О — деформация ударом; ф —деформация под |
подвергнутой закалке с |
920° С |
||
гидропрессом. |
|
и отпуску при 600° С |
|
(ф = 20%, исходная, структура — сорбит отпуска).
нию с недеформированным образцом. Уменьшение дисперсности исходной структуры приводит, помимо описанных эффектов, к появлению на кривой охлаждения добавочного магнитного эффек та при температуре 380—400° С (рис. 5). Чем меньше степень дис персности карбидных частиц в исходной структуре, тем, как прави ло, больше магнитный эффект.
Нагрев образцов со структурой грубопластинчатого перлита,
продеформированных на |
63%, до |
температуры 600° С приводил |
к появлению магнитного |
эффекта |
при температуре 380—400° С, |
а при нагреве до 450—500° С появление этого эффекта было необя зательным. Изменение намагниченности в указанном температур ном интервале обратимо и сохраняется при повторном нагреве до 600° С и охлаждении до комнатной температуры. Нагрев до 700° С приводит к исчезновению описываемого эффекта на кривой охлаж дения; при последующих нагревах до 600° С характер изменения намагниченности становится подобным показанному на рис. 4.
Таким образом, термомагнитные кривые деформированных уда ром сталей имеют следующие отличительные особенности:
1) повышенная точка Кюри карбидной фазы, присутствующей
вдеформированной стали;
2)необратимое уменьшение намагниченности при нагреве;
3)уменьшение величины магнитного эффекта в точке Л0, фик сируемой по кривой охлаждения;
4)появление магнитного эффекта
при температуре 400° С |
после про |
||||
грева |
деформированных |
образцов |
|||
с исходной |
структурой |
грубопла |
|||
стинчатого |
перлита до 600° С; |
|
|||
5) размытость точки Кюри кар |
|||||
бидной фазы деформированных образ |
|||||
цов в четкое |
проявление |
точки |
А0 |
||
после нагрева деформированной |
ста |
||||
ли до |
600° С. |
|
|
|
|
Первое |
из |
отмеченных обстоя |
|||
тельств, по-видимому, следует свя |
|||||
зывать с изменением свойств цемен |
|||||
тита, |
вызванным искажениями кри |
сталлической решетки и изменением |
Рис. 5. |
Термомагнитная кривая |
||
химического состава [12—14]. В не |
||||
нагрева |
и охлаждения стали |
45, |
||
которых исследованиях [4—5] подоб |
подвергнутой нормализации |
при |
||
ный эффект пытались объяснить воз |
|
950° С (ф = 63%). |
||
никновением в процессе пластиче |
|
|
|
ской деформации новой фазы (так называемого %-карбида). Однако, подвергая рентгеноструктурному анализу карбидный порошок, выделенный анодным растворением из деформированной стали, мы не обнаружили отличия интерференционной картины от интер ференционной картины цементита. Значительное уширение ли ний рентгенограмм следует связывать с возрастанием степени де фектности кристаллической структуры фазы.
Необратимое уменьшение намагниченности при температурах, лежащих выше точки Кюри, присутствующих в сплаве карбидных фаз, можно объяснить уменьшением количества феррита в стали. Действительно, если в процессе пластической деформации происхо дит частичное разложение карбидной фазы с образованием свобод ного феррита, то при устранении пластической деформации углерод, образуя вновь кристаллы цементита, будет переводить часть атомов железа из ферромагнитного состояния (a-твердый расвтор) в неферромагнитное при этих температурах состояние — в цементит.
Увеличение намагниченности стали в результате холодной пла стической деформации и уменьшение намагниченности при отжиге отмечалось в работах [3—5, 7, 12, 13]; приведенное выше объясне ние этого явления является пока единственно приемлемым.
Однако при этом открытым остается вопрос о состоянии, в ко тором находится углерод, образовавшийся при разрушении цемен тита в процессе пластической деформации.
Если принять, что весь углерод, присутствующий в холоднодеформированной стали, входит в состав гомогенной карбидной фазы, то по величине наблюдаемого на термомагнитных кривых нагрева необратимого уменьшения намагниченности можно рас считать состав карбидной фазы холоднодеформированной стали (опре делить индекс л: в формуле Fe^C). При этом необходимо учитывать, что при нагреве холоднодеформированной стали до 600° С происхо дит графитизация, о чем свидетельствует уменьшение магнитного эффекта в точке А0. Дилатометрический анализ показал, что в ряде случаев при нагреве наблюдается необратимое увеличение объема образца. Подобный эффект наблюдается в случае, если карбидная фаза исходной структуры достаточно дисперсна; при нагреве после деформации образцов со структурой грубопластинчатого цементи та было значительно труднее наблюдать объемный эффект графитизации, а во многих случаях происходило уменьшение объема после нагрева до 600° С. По-видимому, это вызвано тем, что уменьшение объема, связанное с залечиванием различного рода несплошностей, образовавшихся в процессе пластической деформации, перекры вает объемный эффект графитизации.
Колориметрический анализ деформированных и нагретых до 600—670° С образцов обнаружил уменьшение количества связан ного углерода в стали и подтвердил предположение о протекании процесса графитизации.
Для получения соотношения, позволяющего определить средний состав карбидной фазы деформированной стали по данным магнит ного анализа, рассмотрим магнитный момент образца при комнат ной температуре (состояние У, рис. 4).
(A) V o )i — I ф Уф* |
-\~ Д У к = |
+ О'к Р к , |
(1 ) |
где / о, V0 — соответственно |
намагниченность и объем |
образца; |
/ф— намагниченность феррита; Уф— объем феррита в исследуемом
образце; / к — намагниченность карбидной фазы; |
VK— объем кар |
бидной фазы в исследуемом образце; Рф,Як, <*ф, |
— соответственно |
вес и удельная намагниченность феррита и карбидной фазы.