Деформация мартенсита

Напряжение при достижении им предела текучести вызовет пластическую деформацию, т. с. приведет в движение дислокации. Если препятствий для свободного перемещения дислокаций нет и они не возникают в процессе деформации, то деформация может быть сколь угодно большой. При растяжении образец может удлиниться в десятки и сотни раз, превращаясь в подобие проволок. В некоторых случаях (при определенных температурах и скоростях деформации некоторых металлов) это наблюдается и носит название сверхпластичность. Конечно, так удлиниться на многие сотни и даже тысячи процентов образец сможет лишь тогда, когда не возникает местное сужение (шейка). Если возникает шейка, то деформация локализуется и в таком металле, в конечном итоге, произойдет разделение образца на два куска, но тогда, когда в месте разделения сечение утонилось до нуля. Это не редкий случай (рис. 48).

В отличие от объемного напряженно-деформированного состояния при трении максимальные напряжения возникают во всех микрообъемах поверхностного слоя. Это происходит не одновременно вследствие дискретности контакта и зависит от скорости относительного перемещения поверхностей. Напряженно-деформированное состояние в контактной зоне при трении весьма специфично и характеризуется следующими факторами: 1) высоким значением отношения поверхности к деформируемому объему при прямом силовом воздействии на структуру поверхностного слоя в зонах фактического контакта, поэтому пластическая деформация локализуется в тонких поверхностных слоях; 2) высокой однородностью пластической деформации и аномальной пластичностью поверхностных слоев; это обусловлено наличием сверхвысоких гидростатических давлений в зоне контакта, знакопеременным характером приложения сдвигающих напряжений, а также эффектом адсорбционного поверхностного пластифицирования при наличии смазочной среды с поверхностно-активными веществами (эффект П.А. Ре-биндера); 3) воздействием среды, обусловливающим трансформацию фазового состава, структуры, а следовательно, и деформируемости поверхностных слоев при трении.

6. Распределение нагрузки, действующей в плоскости разъема, между отдельными винтами (болтами). Чтобы найти распределение нагрузки между отдельными винтами, будем исходить из предположения, что при малом упругом относительном перемещении соединяемых деталей сами эти детали практически не деформируются, а вся деформация локализуется в материале винтов и в том тонком шероховатом поверхностном слое основных деталей, который непосредственно примыкает к поверхности разъема. Из этого предположения следует, что деформация при поступательном относительном смещении соединяемых деталей будет всюду одинакова. Тогда можно сразу заключить, что Fs одинаково нагружает каждый из винтов и на любой из них приходится сила F's = Fj/г.

Опыты показывают [16], что в процессе высокотемпературного наклепа обрабатываемой стали деформация локализуется по границам аустенитных зерен, что приводит к их искажению и, как следствие, к изменению конфигурации границ (фиг. 11, а) — возникновению характерной зубчатости [13, 81] с периодом чередования зубцов и их амплитудой порядка десятков микрон (фиг. 11,6). Такое специфическое строение границ зерен после ВМТО связывается [13, 72, 87] с влиянием блочной структуры аустенитного зерна, возникающей в результате деформирования при высоких температурах, и объясняется взаимодействием сдвигового механизма и диффузионного перемещения границ зерен. При этом процесс сдвигообразования, проходящий по сравнительно небольшому числу плоскостей скольжения, приводит к первоначальному раздроблению зерна на блоки с выходом плоскостей скольжения на поверхность зерна (начало искажения границ), а последующее диффузионное перемещение элементов такой сегментированной границы приводит к развитию зубчатости. Этому же способствует анизотропность перемещения элементов искаженной границы [13], поскольку процесс сдвигообразования способствует нарушению единообразной взаимной ориентации сопрягающихся кристаллических решеток.

Как указывалось в работе .одного из авторов [3], в процессе высокотемпературного наклепа (с умеренными обжатиями) дислокации, располагающиеся у границ зерна, принимают более активное участие в развитии сдвиговых процессов, нежели дислокации, располагающиеся в центральной части зерна. Вследствие этого пластическая деформация локализуется по границам и прилегающим к ним областям. В результате пластической деформации и последующего интенсивного охлаждения в металле остаются дислокации с более высоким критиче-

Как видно из профилограмм (рис. 4.1, б), длина рабочей (деформируемой) части образца вначале увеличивается от 20 до 25 мм, затем, когда деформация локализуется в шейке, начинает постепенно уменьшаться и непосредственно перед разрушением может быть оценена как равная 5 мм (см. профилограм-му 17). В данном случае рабочая длина измерялась от точки расхождения профилограмм 16 и 17; таким образом, измерялся как бы участок, отвечающий деформации, дополнительный по отношению к предыдущей профилограмме. В со-

В. И. Тихонович и Ю. И. Короленко исследовали образцы высокопрочного чугуна в условиях трения со смазкой в контакте с серым чугуном; при небольшом нагреве (до 50° С) на поверхности высокопрочного чугуна отмечены довольно значительные разрушения и отдельные сколы [67]. С ростом температуры до 120° С поверхностный слой чугуна приобретает повышенную пластичность, деформация локализуется в этом слое и поверхность выглаживается. При этом значительных разрушений поверхности не наблюдали. Дальнейшее повышение температуры материала несколько изменяет микрорельеф поверхности в сторону более значительного разрушения, а работа образцов при нагреве до температуры 245° С приводит к еще большему увеличению геометрических параметров микрорельефа поверхности трения. Работа на последнем, режиме характеризовалась высоким и неустойчивым коэффициентом трения, наблюдались явления схватывания материала. Минимальный износ соответствовал температуре нагрева 90—100° С.

Еще более сложный характер нагружения характерен для высокоскоростных испытаний на растяжение, поэтому существенное значение имеет правильный выбор формы образцов. При высокоскоростных испытаниях применение стандартных пропорциональных образцов неизбежно приводит к значительным методическим погрешностям и деформация локализуется вблизи активного захвата.

К моменту образования шейки процесс одноосного растяжения становится неустойчивым и деформация локализуется в малом объеме.

цессы, которые с уменьшением амплитуды напряжений замедляются, а продолжительность периода возрастает. Установлено, что в среднеугле-родистой нормализованной стали пластическая деформация локализуется в основном в зернах феррита, в перлитных зернах обнаружены лишь слабые следы сдвигов. Полосы сдвига ориентированы преимущественно в направлении действия касательных напряжений.

Влияние размеров образца и надреза на ударную вязкость. Для геометрически подобных образцов ак возрастаете увеличением размеров образца и тем больше, чем вязче металл. При испытании надрезанных образцов пластическая деформация локализуется в месте надреза и обе половинки образца сохраняют прямолинейную форму (фиг. 76), поворачиваясь около точки удара ножа маятника. Поэтому увеличение длины образца почти не сказывается на величине а^ Потеря энергии на сообщение живой силы фиг 76 Локализация пласти.

Термомеханическая обработка представляет собой сочетание двух процессов: пластической деформации и термической обработки. Для осуществления термомеханической обработки в настоящее время выработан ряд способов, рекомендованных промышленности. Основные из них базируются на том, что сталь нагревается до состояния аустенитаг подвергается пластической деформации при температурах стабильного или метастабильного аустенита, затем непосредственно закаливается на мартенситную структуру и подвергается низкому отпуску. По другому варианту термомеханической обработки после деформации аустенита проводится обработка на полигонизацию. Успешное развитие получают такие методы, как взрывная обработка, деформация мартенсита, деформация и дисперсионное твердение и др.

Разработка способов термомеханической обработки стали и сплавов ведется во многих лабораториях в Советском Союзе и за границей. По результатам лабораторных исследований опубликован значительный экспериментальный материал. Обзоры по основным методам упрочнения даны в работах [5, 17, 18] и др. В настоящей статье не освещены и оставлены для самостоятельного рассмотрения такие методы упрочнения, как деформация мартенсита, взрывная обработка, механико-термическая обработка [5], ТМО с полигонизацией, многократная ТМО {26], термомагнитная обработка, облучение, «термомагнодинамика», армирование нитевидными кристаллами, легирование дисперсными частицами и др., на базе которых создаются перспективные прогрессивные способы получения высокопрочных сталей и сплавов.

лов. Деформацию до образования доменов мартенсита с характеристической плоскостью габитуса при приложении напряжения к образцу можно рассчитать из деформации формы при превращении, вызванном напряжениями, в результате которого из исходной фазы образуются только указанные домены с характеристической плоскостью габитуса (как описано ниже). Однако при определении удлинения или сжатия образца с помощью этого метода не учитывается деформация мартенсита с инвариантной решеткой. Более подробно этот вопрос рассматривается в следующем разделе.

Таким образом, пластическая деформация мартенсита может приводить к устранению упорядоченного расположения атомов углерода в кристаллической решетке «-железа и, следовательно, к потере тетрагональности, к переходу атомов углерода на дефекты, что также вызывает потерю тетрагональности и распад мартенсита с образованием карбидной фазы.

б) деформация после превращения у-^сх, (например, деформация мартенсита с последующим старением).

Деформация мартенсита может осуществляться и пос ле НТМО В этом случае полезным может быть проведе ние деформации при НТМО с частичным распадом аусте нита на нижний бейнит, что повышает пластичность ста ли Так, на кремнистой стали 70С2ХА, подвергнутой путем НТМО прокатке на 60%, со структурой мартенсита, нижнего бейнита и остаточного аустенита, дополнительная деформация на 100 % после отпуска при 200—300 °С повы шает предел упругости сго,оз на 300—400 МПа При этом пластичность стали практически не изменяется (рис 140)

По достижении напряжения а?^ деформация набирается только за счет образования благоприятно ориентированного мартенсита напряжения (без упрочнения или с небольшим упрочнением) до тех пор, пока не исчерпается ресурс деформации мартенситного превращения, равный деформации решетки при превращении. Далее будет происходить упругая деформация, а затем обычная пластическая деформация мартенсита.

ориентации мартенсита охлаждения до тех пор, пока не исчерпается ее ресурс (также равный деформации решетки при мартенситном превращении). Далее будет происходить упругая, а затем обычная пластическая деформация мартенсита.

Кроме того, деформация мартенсита наводит ОЭПФ в обычном интервале температур — это «мартенситный» ОЭПФ. Характер его анизотропии иной, чем в случае ОЭПФ после ВТМО.

Наиболее высокое сопротивление разрушению при микроударном воздействии оказывает мартенсит (рис. 62). Мартенсит разрушается в результате образования мелких равномерно расположенных по полю шлифа очагов разрушения (рис. 62, а). Пластическая деформация мартенсита вызывает его распад, что приводит вначале к некоторому упрочнению, а затем к р*азупрочнению и разрушению. Распад мартенсита с образованием карбидной фазы подтверждают электронно-графические исследования.