Деформированного материала

В результате сталь упрочняется, как за счет мартенситной реакции1, но и дополнительное упрочнение вносят дефекты строения, унаследованные мартенситом от деформированного аустенита.

При ТМО сталей наблюдается весьма сложное взаимодействие процессов пластической деформации и фазового превращения. Известно, что при пластической деформации в области стабильного аустенита (выше точки Acs) зерна аустенита дробятся на более мелкие и процесс блокообразования протекает более интенсивно. Последующая закалка, при которой температура стали быстро снижается ниже температуры рекристаллизации (чем предотвращается развитие собирательной рекристаллизации), позволяет сохранить блочную структуру деформированного аустенита до начала мартенситного превращения, которое протекает в пределах блочной структуры аустенита. Чем мельче будут получаемые при высокотемпературной деформации блоки в аустените, тем более дисперсной окажется структура мартенсита. Это и понятно, так как в тонкой структуре аустекита с нарушенным строением кристаллической решетки в областях границ блоков имеется большое число центров, энергетически выгодных для образования зародышей кристаллов мартенсита, а это предопределяет развитие тонких мартенситных пластинок. Превращение аустенита в мартенсит сопровождается дальнейшим измельчением областей когерентного рассеивания внутри кристаллов мартенсита до 10~5— Ю-6 см [19].

После аустенизации при 870° образцы указанных сталей охлаждались на воздухе до температуры прокатки (427—565°), подвергались деформации со степенями обжатия до 93% и закаливались с охлаждением в масле. Упрочненные образцы отпускались при температурах до 427°. Механические свойства обработанных сталей были приведены в табл. 11 [120]. Микроструктурный анализ упрочненных образцов показал, что обработка аустенита давлением вызывает уменьшение .размера мар-тенситных пластин, образовавшихся из деформированного аустенита, причем данный процесс ускоряется с ростом степени деформации (табл. 18).

Авторы работы [129] показали, что упрочнение стали при ТМО является следствием структурных нарушений в аустените (накопления дефектов); степень же упрочнения закаленной стали определяется прежде всего уровнем прочности деформированного аустенита и не зависит от температуры, при которой был достигнут данный уровень прочности.

Для проведения термо-механико-магнитной обработки было предложено применять электротермомагнитную обработку с использованием контактного или индукционного электронагрева и охлаждения деформированного аустенита при наложении

При Т. о. м. (стали), имеющих полиморфные превращения, по существующим технология, схемам принято проводить наклеп в аустенитпом состоянии и немедленную закалку с тем, чтобы мартенситное превращение проходило в сплаве, имеющем повышенную плотность дислокаций. Т. к. возможно влияние ориентированности элементов тонкого строения предварительно деформированного аустенита на конечную структуру после закалки, то при Т. о. м. важно регламентировать вид деформации.

Металлографические исследования показали, что незначительная пластическая деформация (е .= 0,12) при ВТМО мало влияет на средний размер и форму зерен аустенита. При увеличении степени деформации до е =1,0 и более число зерен аусте-нита на единицу площади шлифа резко возрастает вследствие появления большого количества мелких рекристаллизованных зерен. Процесс рекристаллизации интенсифицируется с увеличением температуры деформации. Кроме того, при больших степенях деформации, в закаленной стали появляются продукты немартенситного превращения в результате увеличения критической скорости закалки, т.е. интенсификации процесса изотермического превращения аустенита после пластической деформации. Таким образом, при малых степенях деформации при ВТМО мартенсит образуется только из деформированного аустенита, что вызывает повышение прочности. Снижение прочности с увеличением степени пластической деформации стали 45 при ВТМО выше оптимального диапазона, вероятно, можно объяснить различием механических свойств мартенсита, образовавшегося из деформированного аустенита, и мартенсита, полученного из рекристаллизованных зерен аустенита, а также появлением в закаленной стали продуктов немартенситного превращения,

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.

Исследование микроструктуры после накатки и охлаждения на воздухе позволяло судить о структуре деформированного аустенита. Аустенит сохраняет мелкое зерно, что указывает на замедление процесса рекристаллизации в объемах с большой степенью деформации (рис. 11.42). Микроструктура после непосредственной закалки с самоотпуском состоит из тростомартенсита в поверхностных слоях по контуру зуба и впадины на расстоянии от поверхности 2—3 мм. В этом случае характерно мелкоигольчатое строение мартенсита. Микроструктура последующих слоев — тростомартенситная с уча-

Идея использования прокатного и ковочного нагрева для проведения закалки стальных заготовок и изделий привлекала внимание многих инженеров и исследователей. Однако проводимые опыты давали неустойчивые результаты, так как они строились без достаточного научного анализа процессов, происходящих при пластической деформации и последующем охлаждении. Нередко опыты проводили на нелегированных углеродистых сортах стали с малой устойчивостью переохлажденного аустенита, на крупных изделиях. В силу малой устойчивости деформированного аустенита уже в процессе деформации и тем более после ее окончания интенсивно развивалась рекристаллизация стали, устранявшая дислокационную структуру, полученную при деформации. Сталь приобретала обычную структуру, близкую к стабильной, получающейся при отжиге. Этому благоприятствовала также относительно малая скорость охлаждения непосредственно по окончании деформации.

становке схематически заменена дополнительным разрезом, по берегам которого приложены усилия, заменяющие собой действие пластически деформированного материала (см. рис.3.37,6).

чувствительность предварительно деформированного материала к механохимической повреждаемости. Коэффици^ ент Кд, по данным Э.М. Гутмана, Дж. Бокриса и других, для углеродистых сталей можно принимать равным единице. Экспериментальные исследования механохимической повреждаемости (МХПМ) углеродистых и низколегированных сталей при упругих деформациях показали, что значение Кн в инженерных расчетах можно определять по формуле, предложенной в работе [7]:

тельно пластически деформированного материала к механохимической повреждаемости. Для выполнения ориентировочных расчетов можно принимать Кст = 5-6 - для углеродистых сталей, Кст = 6-7 - для низколегированных сталей.

этой зоны порядка упругих смещений (рис. 4.1, о). Трещины с тонкой пластической зоной перед кромкой рассматриваются для удобства дальнейшего анализа'), при котором проблема сводится к решению упругой задачи вместо упругопластической. Это сведение основано па том, что тонкая пластическая зона может быть в линеаризованной постановке схематически заменена дополнительным разрезом, по берегам которого приложены усилия, заменяющие собой действие пластически деформированного материала (рис. 4.1, б).

чительна по сравнению с номинальной поверхностью контакта. При относительном перемещении деталей происходит разрушение контакта в данных точках и в контакт вступают случайно совпадающие другие сочетания микровыступов. Вступившие в контакт микровыступы испытывают сложное напряженно-деформированное состояние под действием нормально приложенной нагрузки и движущих сил, затрачиваемых на преодоление силы трения. Напряжения в контакте микровыступов соизмеримы с пределом текучести материала, а напряжения на некоторой глубине - упругие, материал детали в целом пластически не деформируется. Фрикционный контакт состоит из пограничного и подповерхностного слоев (рис. 4.6). Пограничный слой охватывает область пластически деформированного материала, в котором реализуется сдвиг (разрыв скорости) одной детали относительно другой.

С точки зрения Хиббарда и Даны а [35], полигонизация отличается от рекристаллизации тем, что происходит при отжиге деформированного материала, когда отсутствуют стабильные рекристаллизационные зародыши критического размера.

При циклическом нагружении нелинейное поведение предварительно деформированного материала проявляется в первую очередь через-образование закрытой петли (см. рис. 2.41, кривая 4). Напряжение, при котором впервые наблюдается закрытая петля, называется пределом упругости ОБ.

Методически указанная задача может решаться несколькими способами, два из которых как наиболее перспективные рассматриваются ниже. Первый из них — это метод дробных деформаций, согласно .которому деформация набирается в несколько проходов путем волочения или прокатки. Метод сводится фактически к последовательному •испытанию образцов из проволоки или соответственно листа после разного числа проходов. Параллельно на этих же образцах можно изучать и структуру деформированного материала. Полученные кривые нагружения отдельных образцов могут быть затем сведены на •основе принципа аддитивности истинных деформаций в единую кривую в координатах S — е, которая перекрывает весь пройденный за несколько проходов интервал деформации. Возможности данного метода и обширность получаемой полезной информации наглядно иллюстрируют результаты работы Лэнгфорда и Коэна [299] по дробной деформации (волочением) чистого железа (0,007 % (мае.) С) при комнатной температуре. Достигнутая суммарная деформация железной проволоки составила е = 7,4, что соответствует изменению диаметра проволоки от 8 мм до 0,2 мм, или вытяжке Я, = 1600.

Реализуемый объем пластически деформированного материала к моменту начала разрушения может быть охарактеризован жесткостью напряженного состояния о, / Тр [32]. Возрастание жесткости напряженного состояния уменьшает объем материала, в котором может произойти пластическая деформация. Наиболее жестким является трехосное напряженное состояние. Работа совершаемой пластической деформации в этом случае минимальна. При понижении сопротивления деформации по одной из главных осей возникает возможность релаксации вдоль этой оси, и условия деформирования смягчаются. Полное отсутствие сопротивления деформированию по одной из осей приводит к плосконапряженному состоянию. Плосконапряженное состояние материала соответствует максимальной вязкости разрушения при прочих равных условиях.

Существуют два переходных участка с градиентом снижения твердости, непосредственно у излома и на некотором удалении от него (рис. 3.10). В пределах участка, непосредственно прилегающего к излому, имеет место зона процесса, которая по результатам измерения твердости не выделена в области многоцикловой усталости, поскольку ее размер очень мал. Однако в области малоцикловой усталости, когда объемы пластически деформированного материала существенно больше, она легко определяется, и первый градиент твердости, опи-

Переход к возрастающему максимальному уровню напряжения сопровождается последовательным формированием зоны вытягивания в виде шероховатой зоны, дополняющей профиль усталостной бороздки. В результате этого новый профиль усталостной бороздки представляет собой совокупность профиля, который подобен бороздке при регулярном нагружении, и участка пластически деформированного материала, который появляется только в том случае, когда уровень предыдущей нагрузки превышен в последующем цикле нагрузки. Новая, более сложная в профиле усталостная бороздка сохраняет свой вид вплоть до зоны долома, а шаг ее возрастает за счет возраста-