CC BY
40
Изделия, содержащие большее количество микро-пор, дефектов и включений, в большей степени подвержены изменению объема, чем бездефектные, и стадия упрочнения у них начнется при давлении обжатия P ~ <з s •
«Слабым» звеном в широком использовании такого рода технологий является стоимость и уникальность такого оборудования.
Перечень ссылок
1. Лойцянский Г. П. Механика жидкости и газа. - М. : Наука, 1973. - 848 с.
2. Босниев К. С. Нефтегазовая гидромеханика / Босниев К. С., Дмитриев Н. М., Розенберг Г. Д. - М.-Ижевск : Институт компьютерных исследований, 2005. - 544 с.
3. Тучинский Л. И. Композиционные материалы, получаемые методом пропитки / Л. И. Тучинский. - М. : Металлургия, 1986. - 208 с.
4. Петров Ф. И. Кинетика залечивания пор и упрочнение меди при всестороннем сжатии / Петров Ф. И., Разува-
10.
ева М. В. // Журнал технической физики. - 2002. -Т. 72, вып. 8. - С. 130-132.
Влияние высоких давлений на вещество. Т.1 / под ред. ЧК АН УССР Пилянкевича А.Н. - К. : Наукова думка, 1987. - 232 с.
Работнов Ю. Н. Механика деформируемого твердого тела / Работнов Ю. Н. - М. : Наука, 1979. - 744 с. Косинский В. В. Анализ поведения пористых металлических основ при изостатической обработке жидкостями высокого давления / Косинский В. В. // Новые материалы и технологии в металлургии и машиностроении. -2008. - № 2. - С 76-84.
Писаренко Г. С .Справочник по сопротивлению материалов / Писаренко Г. С., Яковлев А. П., Матвеев В. В. -К. : Наукова думка, 1975. - 704 с. Пористые проницаемые материалы : справочник / под ред. Белова С. В. - М. : Металлургия, 1987. - 336 с. Вяль Е. Ю. Прочность неспеченных порошковых прессовок при осевом и радиальном нагружении / Вяль Е. Ю., Лаптев А. М. // Порошковая металлургия. - 2002. -№ 5/6. - С. 28-32.
Одержано 26.05.2009
Проведено анализ факторгв, як впливають на .змщнення пористих металевих ты при ггдростатичнш обробц (просоченню) i'x nid високим тиском. Виявлено, що 1з зростанням тиску ступгнь змщнення металу
значною мiрою залежить вiд змти «наведеного» модуля об 'емного стиску (K*). Визначили, що змщнення пористих металевих тiл вiдбуваeться в 2 етапи: 1-й - змiцнення в зонi закритих пор при P ~ ; 2-й - об 'емне .змщнення при P > (2 + 3)ст$ . На nрикладi пористо'1 латунi отриманi данi, як кшьтсно вiдображають стуniнь змщнення залежно вiд величини гiдростатичного тиску.
The analysis of factors that influence on hardening of porous metal bodies at hydrostatic processing (impregnation) under high pressure has been carried out. It is found, that with pressure increasing the degree of metal hardening
*
greatly depends on change of the «resulted» module of volume compression (K ). It is defined, that hardening of porous metal bodies occurs in 2 stages: the first one is the hardening in closed pores zone at P ; the second one
is volume hardening at P > (2 + 3)ст $. On example of a porous brass the data that quantitatively display hardening degree in dependence on size of hydrostatic pressure are obtained.
УДК 669.24:620.183
И. Н. Куницкая1, д-р техн. наук В. Е. Ольшанецкий2, канд. техн. наук Я. И. Спектор1, д-р техн. наук А. В. Ноговицын3
1 Украинский научно-исследовательский институт специальных сталей, сплавов и ферросплавов
«УкрНИИспецсталь, 2 Национальный технический университет;
г. Запорожье
3 Министерство промышленной политики, г. Киев
ОБ ЭНЕРГЕТИКЕ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРОКАТКОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ
Дано развитие представлений о кинетике и механизмах рекристаллизации аустенита, рассмотренных при обсуждении термокинетических диаграмм рекристаллизации при горячей прокатке специальных сталей [1]. Выполнены расчеты эффективной энергии активации зарождения динамически рекристаллизованных зерен и энергии активации процесса комбинированной рекристаллизации во время последеформационной выдержки в условиях опытной прокатки аустенитной стали 10Х17Н13М2Т.
© И. Н. Куницкая, В. Е. Ольшанецкий, Я. И. Спектор, А. В. Ноговицын, 2009
Введение
При горячей деформации аустенита (например, прокатке) в нем при 20-25 % единоразового обжатия стальной заготовки вместе с ростом числа дислокаций (особенно у границ старых аустенитных зерен) происходит релаксация накопленной упругой энергии за счет перераспределения и уменьшения плотности дислокаций. Если убыль дислокаций в некоторой приграничной зоне в результате релаксации накопленных напряжений превышает число поступивших в нее за определенный промежуток времени «свежих» дислокаций в результате деформации, то в последней начинают формироваться зародыши рекристаллизации обработки по достаточно сложному механизму. Такую рекристаллизацию относят к категории динамических процессов, поскольку основная стадия структурных изменений непосредственно связана с актом деформационного воздействия.
В процессе такого воздействия дислокации, сосредоточившиеся под действием касательных напряжений у аустенитных границ, сначала образуют стенки симметричного или полусимметричного наклона, которые затем искривляются, диссипируют на отдельные дислокации в результате проскальзывания одних участков активационного объема относительно других с последующей коалесценцией этих участков [2]. Приход «свободных» дислокаций к внешней границе ак-тивационного объема превращает ее из малоугловой в большеугловую.
Таким образом, определенный активационный объем становится центром рекристаллизации и может быть зафиксирован рентгенографически или путем микроструктурного анализа после некоторого своего изначального роста. Причем это дорастание продолжается и после завершения акта деформационного воздействия. Отсюда понятно, что эффективная энергия активации динамической рекристаллизации является усредненным энергетическим параметром нескольких микропроцессов, к последнему из которых и относится процесс указанного акта дорастания. В связи со сказанным выше, особый интерес представляет попытка оценить эффективную энергию активации такой специфической рекристаллизации (Qa) и, по возможности, энергию активации комбинированного процесса зарождения новых рекристаллизованных центров и их последующего роста (QG) во время последе форма-ционной выдержки под действием движущих сил различной физической природы.
Методика проведения исследований
Прутки коррозионностойкой стали 10Х17Н13М2Т (диаметром 20 мм) были прокатаны на полосы 19,5х22х 160 мм на лабораторном стане ДУО-250 (производство «СКМЗ»). Последующую гомогенизацию полос проводили по режиму: 1200 °С, выдержка 8 часов с последующим охлаждением в воде. Затем поло-
сы были порезаны на заготовки под прокатку размером 19,5x22x50. Далее на стане указанные заготовки подвергали однопроходной прокатке по режиму: нагрев под прокатку, выдержка 30 мин при 1200 °С, под-стуживание заготовок в печи до температур прокатки с выдержкой 5 мин. Прокатку осуществляли при температурах 1000 °С*, 1050 °С, 1100 °С и 1150 °С со степенью деформации 22-24 % и скоростью деформации 1 с-1 с последующим охлаждением в воде (через 1-2 с после прокатки или выдержки 20-1000 с в печи при температурах нагрева под прокатку).
На прокатанных образцах исследовали микроструктуру с определением процента рекристаллизации и размера рекристаллизованного зерна методом случайных секущих при увеличениях 500х на микроскопе «Неофот» фирмы «Карл Цейс» (Германия) и 530х (микроскоп «МеР» фирмы «Reichert», Австрия). Микроструктуру изучали в плоскости, параллельной направлению прокатки и оси заготовки. Подготовку плоскости шлифа для выявления микроструктуры проводили с помощью травления в реактиве Крупа (50 мл воды, 45 мл HCl, 5 мл HNO3). Химический состав исследованной стали приведен в табл. 1.
Таблица 1 - Химический состав стали 10Х17Н13М2Т, %
С Ni Cr Mo Ti Si Mn V
0,09 12,45 16,5 2,6 0,68 0,6 0,8 0,05
Нормы ГОСТ 5632-72
не более 0,10 12,014,0 16,018,0 2,03,0 5хС-0,7 не более 0,8 не более 2,0 -
Для оценок эффективной энергии активации динамической рекристаллизации и энергии активации роста зерен нами были использованы известные экспоненциальные зависимости (релаксационное и кинетическое уравнения Аррениуса) в линеаризированном варианте. При этом полагали, что влияние энтропии активации несущественно и, таким образом, определяемые энергии активации (теплоты) практически не отличаются от свободных энергий активации. Линеаризированные варианты выражений отвечали линейному выражению стандартного вида
у1 = ¿0 + Ьх1, (1)
где функция отклика уi в первом случае соответствовала логарифму времени динамической рекристаллизации £п(хд")i, а во втором - выражению 1п(ка02){, где к - угловой коэффициент линеаризированной зависимости ат = /(т) (а0- начальный размер динамически рекристаллизованного зерна, ат- текущий размер рекристаллизованного зерна, т - время роста зерна).
* Прокатка при 1000 °С проведена на образцах без предварительной гомогенизации
Для исследованных температур был выбран наименьший размер динамически рекристаллизованного зерна (а0 = 5 мкм), полученный при прокатке с 1000 °С. При этой температуре зафиксирована и наименьшая степень рекристаллизации - 0,5 %. Время появления зародыша с аналогичным размером было рассчитано также для других температур прокатки, табл. 2, а затем построена зависимость натурального логарифма времени появления такого зародыша от температуры, рис. 1.
1п(тдн ) 0,!
0,6 0,4 0,2 0 -0,2 -0,4
1/Т х104, К-1
Рис. 1. Температурная зависимость натурального логарифма времени появления динамически рекристаллизованного зерна размером а0 = 5 мкм
Для исключения взаимного влияния средневзвешенных значений ошибок величин (Д^о) и (Abi) уравнение (1) было преобразовано к виду [2, 3]
У = Ь0 + Ь1Х*. (2)
* — _
Здесь x¡ = х* - х (х - среднее значение х*; при
п
этом сумма I х* = 0, а ¿0* = ¿0 + Ь{х). *=1
Такой подход, помимо устранения влияния ошибок свободных членов уравнений на определяемые энергии активации, еще и упрощает вид соотношений для предварительных и окончательных расчетов всех определяемых величин. В этом случае упомянутые соотношения сводятся к следующей цепочке
выражении:
1. Коэффициент корреляции упрощается к виду
Z УЛ i=1
1
(3)
Z(X )2dУ2 - "У) i=1 i-1
(у - среднее значение функции отклика, п - число пар
*)
У* - *).
2. Величины коэффициентов Ь0 и Ь , определяются с помощью метода наименьших квадратов [3], с учетом введения средних значений х* и у* сводятся к выражениям:
Z УЛ
b =
1 и
(4)
I (х/)2 *=1
, * -Ь0 = у.
Среднеквадратичная (инструментальная) погрешность углового коэффициента уравнения (2) (ДЬ0*) рассчитывалась также с учетом [3]. Соответствующее выражение имеет вид
(ДЙ1) = ±
Z(yi-¿о* -bXi)2 i=1
*ч2
Z (X )
i=1
(5)
(n - 2)
где п , как и прежде - число выбранных фигуратив-
* ^
ных точек пространства у* - х* , а разность п - 2 включает число определяемых параметров - 2.
Для оценки эффективной энергии активации динамической рекристаллизации (<2а) использовали линеаризированный вариант релаксационного выражения вида [3]
Ытд" = 1пт0 + Qa • T_1, д 0 R
(6)
(К - универсальная газовая постоянная, Т - темпера-Таблица 2 - Параметры динамической рекристаллизации
T ,°C н Тд , с Степень рекристаллизации, % 1п(Тдн) Коэффициент корреляции, Гу (3) Угловой коэфф. b Ab b Qa, кДж моль (AQa) Qa
1000 2 0,5 -3,863
1050 1,333 2 -2,590 0,9748 10740 0,0034 89,25 0,1403
1100 1,204 6 -2,207
1150 0,769 35 -0,74
r
тура по Кельвину, Т0 - частотный множитель с размерностью времени), а для определения энергии активации рекристаллизации и роста (00) в процессе выдержки, применили подход, развитый в работе [4]
1п(ка02) = 1п(т0у) - К ■ Т_1,
(7)
где т0 - частотный фактор, у - межзеренная энергия.
_ 0а(0)
В уравнениях (6) и (7) члены типа -отвечают
К
¿1 из системы (4).
Среднеквадратичные погрешности (Д0а) и () оценивали по уравнению (5) с учетом того, что
(Д0а(О))
= ДЬ1.
К
Результаты исследования и их обсуждение
В микроструктуре стали 10Х17Н13М2Т после прокатки были выявлены динамически рекристаллизован-ные зерна, появление которых связано непосредственно с актом горячей деформации, рис. 2. Образование новых мелких зерен со средним размером 5-13 мкм происходило преимущественно по границам, а также внутри исходного аустенитного зерна. Температурная зависимость натурального логарифма размера динамически рекристаллизованного зерна, выявленного металлографическим методом, приведена на рис. 3.
1150 °С
1100 °С
1050 °С
1000 °С
б
Рис. 2. Микроструктура динамической (а) и последеформационной за время 100 с (б) рекристаллизации стали 10Х17Н13М2Т после прокатки при различных температурах, х 220, расширение - 0,5
а
£п(ка0'2) 4
3
2
1
0
7,8 8
1/Т х104, К-1
Рис. 3. Температурная зависимость натурального логарифма начального размера динамически рекристаллизованно-го зерна
Наибольшее развитие динамической рекристаллизации отмечается при температуре 1150 °С и составляет 35 % в сравнении с 6 %, 2 % и 0,5 % при температурах 1100 °С, 1050 °С и 1000 °С соответственно, табл. 2. Характерной особенностью некоторой части новых зерен является присутствие одновременно как больше-угловых, так и малоугловых границ. При этом в мик-
100
роструктуре исследованных образцов встречается зубчатость границ крупных исходных зерен аустенитной фазы.
В результате металлографического исследования структуры аустенита выявлено, что во время последе-формационной паузы увеличение процента рекристаллизации происходит в несколько этапов. При этом наблюдается чередование развития и торможения процесса рекристаллизации наряду с отсутствием ускоренного роста рекристаллизованных зерен. В течение 40-200 с также имело место многократное скачкообразное добавление новых рекристаллизованных зерен в среде деформированного аустенита. Особенности этого процесса отражены на кривых кинетики рекристаллизации, рис. 4. При каждом увеличении степени рекристаллизации твердость по Виккерсу уменьшается [1].
Размер зерен, образованных во время выдержки, сравним с динамически рекристаллизованными зернами. По завершению процесса рекристаллизации (6070 %) увеличение среднего размера этих зерен (а) составляет не болеее 1,5-2 раза, (табл. 3, рис. 5).
о4
к к я
й
эт
к ч ч й н о К
л и
о Л л К
н О
80
60
40
20
0,1
1
10
100
1000
Время выдержки, с
Рис. 4. Кривые кинетики рекристаллизации стали 10Х17Н13М2Т после прокатки с различных температур: □ - 1150 °С; ■ - 1100 °С; ж- 1050 °С; о - 1000 °С
£п(а)
1
10
100
1000
10000
Время выдержки, с
Рис. 5. Временные зависимости натурального логарифма текущего размера рекристаллизованного зерна:
□ - 1150 °С; к = 3,088х10-3; ■ - 1100 °С; = 1,059х10-3; ж- 1050 °С; к = 0,8х10-3; о - 1000 °С; к = 0,698х10-3
0
3
2
1
0
Таблица 3 - Параметры рекристаллизации во время последеформационной выдержки
Т ,°C Результаты 1 2 3 4 5 6 Коэф. корреляции, у. (3) Угловой коэф.b Abj Qg , кДж моль (AQg ) Qg
Т, с 2 100 200 600 - -
1000 a, мкм 5 6 7 8 - -
lna 1,610 1,792 1,946 2,079 - -
т , с 2 100 200 400 600 1000
1050 a, мкм 7,5 9,9 13 17 17,5 17,8
lna 2,015 2,293 2,565 2,833 2,862 2,879 0,9773 35245 0,0295 293,4 0,0299
т , с 2 40 100 150 200 500
1100 a, мкм 8,2 11,2 12,7 11,5 15 15,9
lna 2,104 2,416 2,542 2,442 2,708 2,766
т , с 2 20 40 60 80 100
1150 a, мкм 13 12,4 14,2 14,5 17,5 16,1
lna 2,565 2,518 2,653 2,764 2,862 2,779
Отмеченный характер формирования рекристалли-зованных зерен при выдержке можно объяснить тем, что основные структурные изменения, которые определяют собой их подготовительную стадию в зонах последующей рекристаллизации, произошли, скорее всего, непосредственно при деформационном воздействии. Вероятно, при выдержке происходит только трансформация малоугловых границ центров рекристаллизации в большеугловые границы.
Расчитанное значение эффективной энергии активации динамической рекристаллизаци для зародыша
ао оценено нами величиной 89,25 кДж/моль, табл. 2. При этом относительная погрешность энергии активации ), составила 0,1403. С учетом особенности
тей кинетики рекристаллизации аустенита и изменения твердости образцов была оценена энергия активации комбинированного процесса зарождения и роста новых зерен в процессе выдержки и составила величину 293, 4 кДж/моль (табл. 3).
Полученное значение эффективной энергии активации динамической рекристаллизации оказалось значительно меньше, чем энергия активации, определяемая в нормальных статических условиях. Это, по всей вероятности, связано с тем, что при высоких температурах в условиях определенных силовых воздействий некоторые микропроцессы сливаются в практически единый процесс. Это делает цепочку принципиальных изменений в рекристаллизационном объеме более короткой а следовательно, для завершения процесса формирования рекристаллизационного зародыша требуется и меньшая добавочная энергия термической активации.
Выводы
1. Рассчитанные энергии активации рекристаллизации и Уа в условиях однопроходной горячей прокатки коррозионностойкой аустенитной стали 10Х17Н13М2Т в значительной мере определяют раз-
витие динамической рекристаллизации в общем процессе структурных изменений в исследуемой стали.
2. Показано, что эффективная энергия активации зарождения динамически рекристаллизованных зерен существенно меньше, чем энергия активации комбинированного процесса зарождения и роста зерен во время последеформационной выдержки.
3. Комбинированная рекристаллизация развивается за счет двух параллельно идущих процессов - зарождения центров рекристаллизации с их последующим проростанием в сохранившееся деформированное окружение и собирательного роста рекристаллизованных зерен. Значительная энергия активации свидетельствует о том, что особенности структурообразования при последеформационной выдержке могут быть связаны с выделением дисперсных фаз (карбидов и интерметтал-лидов), замедляющих развитие процесса рекристаллизации. Для рассмотренных условий характерно высокое значение коэффициента корреляции г = 0,9773, а величина относительной ошибки в определяемой энергии
(Д0а)
активации (0,0299).
Qg
составила приблизительное значение
Перечень ссылок
1. Термокинетические диаграммы и механизмы рекристаллизации при многопроходной горячей деформации специальных сталей / [Я. И. Спектор, И. Н. Куницкая,
A. Н. Тумко и др.] // Новi матерiали i технологи в мета-лургй та машинобудуванш. - 2009. - № 1. - С. 11-17.
2. Ху Х. Отжиг монокристаллов кремнистого железа / Х. Ху // Возврат и рекристаллизация. - М. : Металлургия, 1966. - С. 273-326.
3. Сквайрс Дж. Практическая физика / Дж. Сквайрс. - М. : Мир, 1971.- 246 с.
4. Ольщанецкий В. Е.О миграции межзеренных границ общего типа. 2. Законы роста и их эволюция для двухмерных и трехмерных моделей зеренной структуры /
B. Е. Ольщанецкий // Новi матерiали i технологи в ме-талургй та машинобудуванш. - 2006. - № 2. - С. 8-19.
Одержано 26.08.2009
Дано розвиток уявлень щодо ктетики та мехатзмам рекристалiзацii аустенту, розглянутих nid час обговорення термоюнетичних дiаграм рекристалгзацИ при гарячт прокатц сnецiальних сталей [1]. Виконат розрахунки ефективно'1' енергИ активацИ динамiчноi рекристалiзацii та енергИ активацИ процесу комбiнованоi рекристалiзацii nid час niслядеформацiйноi витримки в умовах дослiдноi прокатки корозiйностiйкоi аустенiтноi сталi 10Х17Н13М2Т.
An evolution of ideas on the kinetics and mechanisms of recrystallization of austenite which were viewed during consideration of thermokinetic recrystallization diagrams in hot rolling of special steels [1] are given. The calculations of effective activation energy of dynamic recrystallization and activation energy of combination recrystallization process during post-deformation time in the experimental hot rolling conditions for stainless austenitic steel 10Cr17Ni13Mo2Ti had been carry out.
УДК 621.891:669.14
Д-р техн. наук М. Н. Брыков, д-р техн. наук В. Е. Ольшанецкий Национальный технический университет, г. Запорожье
МЕХАНИЗМ УПРОЧНЕНИЯ НЕСТАБИЛЬНОГО АУСТЕНИТА ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Рассмотрено упрочнение нестабильного аустенита при пластической деформации поверхности трения в процессе абразивного изнашивания. С помощью нескольких независимых способов, основанных на дислокационной теории, проведена оценка плотности дислокаций в упрочненном аустените. Предложен физический механизм формирования дискретных дислокационных скоплений в аустените, что обеспечивает плотность дислокаций порядка 1014 см'2.
Нестабильный остаточный аустенит склонен к значительному упрочнению в процессе изнашивания или резания [1]. Упрочнение сталей, достигаемое при таком воздействии, в ряде случаев оказывается более эффективным, чем упрочнение, связанное с использованием стандартных методов пластического деформирования или термообработки (закалка на мартенсит, старение и т.д.). Так, например, твердость поверхности трения в процессе абразивного изнашивания сталей с повышенным содержанием нестабильной аус-тенитной фазы возрастает в несколько раз без каких-либо следов локальных разрушений рабочей части изделий. Поэтому определение причин и особенностей такого поведения материалов указанного типа, помимо чисто теоретического интереса, имеет и большое прикладное значение, например при разработке новых сталей или специальных термообработок уже известных износостойких сталей.
В качестве модельного объекта исследований была выбрана сталь 20Х, которая после цементации при 1080 °С и последующей закалки от температуры цементационного нагрева содержит до 85 % остаточного аустенита. При абразивном изнашивании эта сталь упрочняется в поверхностном слое толщиной до 40 мкм. Изменения микротвердости и фазового состава стали по глубине упрочненной зоны, а также параметры тонкой структуры представлены на рис. 1 и 2.
Высокая твердость контактной зоны (см. рис. 1), существенно превышающая твердость мартенсита,
связана с ее наклепом в процессе изнашивания и, следовательно, высокой плотностью дислокаций и других дефектов решетки, наведенных актами пластической деформации в сохранившемся после термической обработки аустените. В пользу создания особой дефектной структуры аустенитной фазы свидетельствует заметное уменьшение (в слое толщиной порядка 10 мкм)
Рис. 1. Изменение микротвердости Нт в поверхностной зоне стали 20Х после абразивного изнашивания [1]
© М. Н. Брыков, В. Е. Ольшанецкий, 2009
