Деформации аустенита

— —, центр тяжести 400 —, устойчивость 368 Дефект массы 140, 150 Деформации анизотропных тел 475

16. Геогджаев В.О. К вопросу о теории уп-ругопластической деформации анизотропных материалов // Изв. вузов. Машиностроение, 1958. № 3-4. С.9-13.

Формулы (2.5) указывают на экспериментально установленные особенности упругой деформации анизотропных тел.

При тензометрии деталей из анизотропных материалов следует отдать предпочтение беспетлевым фольговым датчикам, поскольку влияние петель при малобазных измерениях может вносить существенные погрешности в результаты измерения, особенно при некоторых напряженных состояниях. Это связано с тем, что коэффициенты поперечной деформации анизотропных материалов раз-

Глава 2. Деформации анизотропных материалов..... 27

65. Геогджаев В.О. Некоторые вопросы теории упругопластической деформации анизотропных материалов //Исследования по механике и прикладной математике: Тр. Моск. физ.-тех. ин-та. Вып. 1.-М., 1958.-С. 69-96.

126. Ковальчук Б.И., Косарчук В.В., Лебедев А.А. Исследование скалярных векторных свойств анизотропных материалов в условиях сложного напряженного состояния. Со общ. 2. Пластические деформации анизотропных материалов при простом нагружении //Проблемы прочности.-1982.-№8.-С. 114-121.

С помощью (1.5.100) и (1.5.106) можно определить интенсивность касательных напряжений при деформации анизотропных сред

20. Геогджаев В. О. Некоторые вопросы теории упругопластической деформации анизотропных материалов. М.: Обороигиз, 1958.

Высокие механические свойства после термической обработки объясняются большой плотностью дислокаций в мартенсите, дроблением его кристаллов на отдельные субзерна величиной в доли микрона со взаимной разориентнровкои от 1-2 до 10 15'. Дислокационная структура, формирующаяся в аустепите при деформации, «наследуется» после накалки мартенситом. После деформации аустенита последующая закалка приводит к образованно более1 фрагмептп рованпого и однородного по размерам мелкокристаллического мартенсита. Высокая сопротивляемость распространению трещины, объясняется меньшим уровнем и более легко!! релаксацией пиковых напряжений благодаря повышенной плотности подвижных дпсло каций.

Общее представление о механизме упрочнения стали в результате ТМО было бы неполным, если 1не рассмотреть еще возможность полиморфного превращения стали под напряжением. В работах Курдюмова с сотрудниками [21] было показано понижение мартенситной точки, а также превращение аусте-нита в мартенсит непосредственно во время деформации в надмартенситной области температур. С увеличением степени деформации указанные явления протекают все более интенсивно, причем максимальное превращение аустекита в мартенсит под действием приложенного напряжения происходит обычно при деформации свыше 50%, но при этом почти полностью исключается превращение при последующем охлаждении. Кристаллы так называемого «мартенсита деформации» (мельче кристаллов «мартенсита охлаждения» недеформированной стали, что также способствует упрочнению. Дисперсность структуры «мартенсита деформации» тем выше, чем больше степень деформации аустенита в надмартенситной области температур.

1) упрочнение твердого раствора внедренными атомами углерода (углерод может осаждаться на дислокациях, блокируя их; кроме того, искажения кристаллической решетки, вызываемые внедренными атомами, повышают сопротивление движению дислокаций через решетку; роль этого фактора при ТМО возрастает, так как в процессе деформации аустенита углерод выделяется из твердого раствора);

Однако это не означает, что конкретная температура деформирования аустенита не играет какой-либо роли в упрочнении стали при ТМО. Действительно, деформированием аустенита при разных температурах можно получить структурное состояние с одинаковым а , но для этого при более высокой температуре необходима большая степень деформации аустенита. Это связано с тем, что интенсивность упрочнения металла вызывается не только изменением дислокационной структуры, как таковой (повышением плотности дислокаций и образованием препятствий для движения свободных дислокаций), но и изме-

подвергаемом комбинированному термомеханическому воздействию, протекают сложные структурные преобразования, проходящие как во время пластической деформации аустенита (в устойчивом или переохлажденном состоянии), так и во время мартенситного превращения предварительно наклепанного аустенита. При этом полиморфное превращение накладывается на перемещение порождаемых дислокаций, стимулируя образование больших поверхностей нарушения правильности строения кристаллической решетки [3]. Исследование данных процессов в их неразрывной взаимосвязи вряд ли возможно обычно применяемыми методами структурного анализа, и для решения проблемы в целом, по-видимому, требуется создание принципиально нового научного подхода. Большие перспективы в этом направлении имеет структурно-энергетический анализ природы упрочнения, основы которого были изложены в гл. I.

нению на 15% по сравнению с прочностью недеформированного аустенита (рис. 3). Этот прирост прочности является следствием деформационного упрочнения и динамического возврата, протекающего во время деформации аустенита. В течение 50 с после деформации прочность аустенита практически не снижается. Этот период можно отнести к статическому возврату. После такого инкубационного периода прочность аустенита резко уменьшается. Десятиминутная выдержка при 1000° С снижает прочность деформированного и рекристаллизованного аустенита до уровня недеформированного. Уменьшение прочности аустенита происходит за счет процесса коалесценции субзерен и миграции болынеугловых границ, протекающих в процессе статической рекристаллизации.

Выдержка при температуре 450° С (рис. 4) горячедеформиро-ванного аустенита приводит к частичному снятию эффекта упрочнения с 15% при нулевой выдержке до 9% при выдержке в течение 180 с. Особенно интенсивное разупрочнение начинается после выдержки 80 с. Из графика видно, что эффект деформации аустенита будет сохраняться в большей степени у тех сталей, которые имеют малый интервал устойчивости переохлажденного аустенита в области бейнитного превращения. Полученные экспериментальные данные позволяют прогнозировать рациональность проведения ВТМИЗО для различных марок стали.

Св-ва Н. с. п. к. одной и той же марки зависят от хим. состава: чем больше содержится легирующих элементов, понижающих мартенситную точку (никель, хром, молибден, марганец и др.), тем ниже ее прочность, а чем больше элементов, повышающих мартенситную точку (алюминий), тем сталь ближе становится к мартенсит-ному классу и тем выше ее прочность. Действие углерода и азота на Н. с. п. к. двоякое. С одной стороны, увеличение содержания этих элементов понижает мартенситную точку и способствует получению более стабильного аустенита в мягком закаленном состоянии и менее интенсивному упрочнению при обработке холодом. С другой стороны, углерод и азот повышают прочность мартенсита, образующегося как при деформации аустенита, так и при обработке стали холодом. Влияние титана и др. элементов, образующих трудно растворимые нитриды и карбиды, следует рассматривать гл. обр. с точки зрения уменьшения содержания углерода и азота в твердом растворе. Хим. сост. Н. с. п. к. приведен в табл. 1, а меха-нич. св-ва — в табл. 2.

Комбинированная обработка, сочетавшая механический наклеп аусте-нита с последующим упрочнением при мартенситном превращении, особенно в тех случаях, когда наклеп аустенита производился при температуре ниже его рекристаллизации, в процессе так называемой низкотемпературной термомеханической обработки (НТМО), позволила в зависимости от содержания углерода, деформации аустенита и температуры окончательного охлаждения достичь весьма высоких значений предела прочности и предела текучести — до 300 кГ/мм2 и более (рис. 37). Пластичность и ударная вязкость при этом снижалась сравнительно незначительно и практически оставалась на уровне требований технических условий на высокопрочную сталь с пределом прочности 190—210 кГ/мм*. Большое внимание уделялось и другим видам термо-механической обработки: например, высокотемпературной (ВТНО), проводившейся в условиях ограниченной рекристаллизации в интервале температур, превышающем температуру рекристаллизации. Разрабатывались также и режимы с разделением во времени процессов механического и термического наклепа — предварительный наклеп с последующей закалкой (ПТМО) или предварительная закалка с последующим наклепом мартенсита. В этих случаях предел прочности, хотя и не достигал таких высоких значений, как при НТМО, но значительно превышал те, которые были свойственны стандартной закалке, но при этом обеспечивались большие — по сравнению с НТМО — пластичность и ударная вязкость, а также значительное упрощение технологии — в обоих последних процессах деформация производится при обычной цеховой температуре (в первом случае высокоотпущенной, во втором — низкоотпущенной стали). ПТМО помимо технологических преимуществ дает практически такую же однородность свойств по сечению, как и обычная закалка, в то время как ВТМО и особенно НТМО связаны с большой неоднородностью степени деформации аустенита и вследствие этого с большой неоднородностью упрочнения.

Уменьшение количества карбидной фазы и повышение коррозионной стойкости стали с увеличением степени пластической деформации при ВТМО носит затухающий характер. Это можно объяснить частичной рекристаллизацией сильно деформированного аустенита. Распад мартенсита, образовавшегося из рекристаллизационных зерен, по-видимому, протекает так же быстро,: как и мартенсита, полученного при обычной закалке. При большей пластической деформации аустенита (е = 1,0) в закаленной стали возникает значительное количество продуктов немартенситного превращения, коррозионная активность которых выше, чем мартенсита. Это приводит к понижению коррозионной стойкости стали, подвергнутой ВТМО с большими степенями деформации. С увеличением степени пластической деформации при ВТМО тетрагональность мартенсита возрастает с 1,038 до 1,050, т.е. процесс распада мартенсита и выделение карбидной фазы при отпуске после ВТМО, по крайней мере при принятых нами режимах ВТМО, у стали 45 происходит медленнее, чем после контрольной закалки.

ная структуры аустенита с неравномерным распределением углерода по объему. На местах бывших цементитных пластин создаются концентрационные зоны с повышенным содержанием углерода. При деформации аустенита эти зоны вытягиваются вдоль оси деформации местами, в которых преимущественно образуется цементит при охлаждении. Ориентация деформированного аустенита наследуется продуктами распада при 7 —* а + Fe3C превращения, так как превращение идет направленно. Электронно-микроскопические снимки на просвет показывают, что после такой обработки продукты распада получаются более мелкими, структура в целом более однородная (рис. 11.15, в, г). Например, среднестатистические "значения межпластинчатого расстояния в перлите патентированной проволоки стали 60 составляют 800—900 А, а после предложенной обработки — 550 А; для стали У8— 670—750 и 400—450 А. При этом наблюдается и соответствующее уменьшение толщины цементитных пластин.