CC BY
51
что устойчивость (неизменяемая полярность) ДЭС на электроде при его скольжении нарушает симметрию проводимости, так как в одном из направлений тока носители заряда перемещаются (в пределах ДЭС) по полю, а в другом — против поля, преодолевая потенциальный барьер.
Сумма двух скачков потенциала, определенных по кривым 1 и между вспомогательным электродом е и скользящим электродом/1 составляет 438 мВ, что лежит между 487 и 325 мВ — средними значениями трибо-ЭДС, измеренными до и после опыта, представленного кривой 3 на рис. 4. Совпадает также полярность трибо-ЭДС с направлением изменения потенциала контртела в результате трения.
СПИСОК )
1. Ахматов, А.С. Молекулярная физика граничного трения [Текст]: монография /А. С. Ахматов.— М.: Физматгиз, 1963.— 472 с.
2. Барабанщиков, Ю.Г. Электрические явления при трении дисперсных систем. Ч.П. Односторонняя проводимость граничного слоя [Текст] / Ю.Г. Барабанщиков //Трение и износ.— 2004. Т. 25. № 3,- С. 266-270.
3. Леб, Л. Статическая электризация [Текст]:
Обнаружена анизотропия проводимости граничного слоя на скользящем электроде и устойчивость двойного электрического слоя, который не инвертируется напряжением противоположного знака, в отличие от ДЭС на неподвижном электроде. Направление такой односторонней проводимости совпадает с падением потенциала в ДЭС и соответствует отрицательному трибо-потенциалу на скользящем электроде. Таким образом, облегчается анодная и затрудняется катодная реакция, что смещает равновесие и приводит к непрерывному растворению металла, пока существует процесс внешнего трения. Данное явление обусловливает изнашивание более твердого тела менее твердым.
монография / Л. Леб.— М.-Л.: Госэнергоиздат, 1963,- 408 с.
4. Ничипоренко, С.П. Электропроводность коа-гуляционных структур дисперсий глинистых материалов [Текст] / С.П. Ничипоренко //Научные основы технологии и развития производства стеновой строительной керамики в Украинской ССР: материалы первой Украинской конференции / СОПС УССР АН УССР- Киев, 1970,- С. 145-149.
УДК 621.762:541.1
А.И. Рудской, И.Г. Колбасников, Д.А. Рингинен
получение субмикронной и нанокристаллической структуры металлов методами горячей и теплой деформации
Измельчение структуры металлов при помощи пластической деформации — действенный способ повышения их механических и эксплуатационных свойств. Для получения субмикронной и нанокристаллической структуры металлов особенно эффективно использование методов интенсивной пластической деформации, к которым обычно относят равноканалыюе угловое прессование (РКУП), осадку с кручением на наковальне Бриджмена и так называемую многоосевую деформацию, для осуществления ко-
торой в лабораторных исследованиях применяют модуль Мах81:гат термомеханического симу-лятора С1ееЫе [1—5]. Преимущество последнего метода связано с возможностью получения больших степеней деформации как при комнатной, так и при повышенных температурах, а его недостаток — неравномерность деформации по сечению образца, обусловленная появлением «ковочного креста» при деформации осадкой.
Нарис. 1, а представлен вид рабочей камеры модуля Мах81:гат комплекса С1ееЫе-3800,
Рис. 1. Общий вид комплекса 01ееЫе-3800 (а), вид рабочей камеры модуля Мах81:гат (б), модуль в работе (в), образцы для проведения обработки методами многоосевой деформации (г) и кручения (д)
установленного в Санкт-Петербургском политехническом университете, на рис. 1,6 — момент выполнения горячей деформации при высокой температуре, а на рис. 1, в — вид образца для проведения исследований. Термопара для измерения и управления температурой рабочей части образца подводится к деформируемому участку образца через наклонное отверстие (см. рис. 1, в). Для ускоренного охлаждения с торцов образца просверлены отверстия, глубина которых не достигает рабочей части. Охлаждение происходит потоком сжатого воздуха или воды. Обработку металла можно проводить на воздухе, в атмосфере защитного газа или в вакууме. Нагрев образцов выполняется прямым пропусканием электрического тока через образец. Некоторые параметры деформирующего и нагревательного устройств модуля Мах81хат:
скорость нагрева образцов — до 15°С/с; скорость перемещения бойков — до 500 мм/с;
угол поворота образца при проведении обработки — 90°;
минимальное время паузы между деформациями — 0,2 с;
возможное количество деформаций образца — не ограничено.
К особенностям пластической деформации на модуле Мах81хат относится незначительное изменение формы и площади сечения рабочей части образца после каждой пары ударов бойками. Например, после 250 ударов при суммарной логарифмической деформации « 40 сечение образцов изменялось от 10x10 до 6,5x6,5. Поскольку размеры образца в процессе обработки в малой степени, но изменяются, для подсчета величины деформации при известном перемещении бойков была разработана специальная компьютерная программа, учитывающая время деформации и зависимость силы деформирования от времени обработки. При проведении экспе-
риментов на модуле MaxStrain термомеханического симулятора Gleeble-3800 фиксируется множество параметров, в том числе силы, перемещения бойков, температура, потребляемая мощность, токи, время.
Исследовали формирование структуры и изменение механических свойств после больших пластических деформаций для следующих материалов: новые трубные микролегированные стали категорий прочности Х90 и Х100, нержавеющая сталь с высоким содержанием азота (до 0,4 %), титан ВТ1-0, титановый сплав ПТ-ЗВ, алюминиевый сплав АМг-6. Механические свойства определяли при испытаниях на растяжение на образцах, изготовленных из обработанного на комплексе Gleeble металла, диаметр образцов 5 мм, длина рабочей части 18 мм. Для тестирования использовали разрывные машины Zwick/ Roell, оснащенные измерителями продольной деформации (экстензометрами). Микроструктуру исследовали на оптическом микроскопе Carl Zeiss «Observer», сканирующем микроскопе SUPRA 55VP-25-78, оснащенном анализатором изображений структуры Thixomet, и просвечивающем микроскопе Philips. Микротвердость измеряли на микротвердомере фирмы Buehler.
Исследовали возможности получения субмикронной и нанокристаллической структуры различными методами, предусматривающими возможности измельчения размера зерна исходного аустенита в сталях за счет динамической рекристаллизации, упрочнение и фрагментацию аустенита перед началом фазовых превращений
и интенсивную пластическую деформацию при температурах фазовых превращений; величина суммарной логарифмической деформации достигала £е = 40.
Исследование возможности измельчения зерна трехстадийной деформацией в аустенитной области. Для исследования возможности измельчения размера зерна аустенита было решено использовать явление фрагментации аустенита при больших деформациях, чтобы ферритное превращение, приводящее к дальнейшему уменьшению размера зерна металла, происходило на фоне фрагментированной структуры. Для назначения режимов деформации дополнительно были выполнены исследования температуры преципитации карбонитридов микролегирующих элементов, выпадение которых обусловливает окончание рекристаллизации. Для этого в согласии с существующей методикой, изложенной, например, в [1], на крутильном модуле комплекса С1ееЫе-3800 был выполнен эксперимент, состоящий в многократной деформации образца при его непрерывном охлаждении. Образцы для испытаний представлены на рис. 1,в. Деформацию проводили через каждые 30 °С, непрерывно охлаждая металл со скоростью 1 °С/с, истинная деформация на каждом этапе кручения — 0,3. На рис. 2, а представлен график зависимости температуры испытаний, деформирующих напряжений от степени деформаций, а на рис. 2, б зависимость предела текучести на каждом этапе деформации от величины, обратной температуре.
Степень деформации, в
Рис. 2. Зависимости напряжения пластического течения а (7) и температуры образцов (2) от степени деформации кручением г (а) и предела текучести на каждом этапе деформации от величины, обратной температуре (б)
Построение зависимости деформирующих напряжений от величины, обратной температуре (рис. 2, б), т. е. ст(1/7), позволяет в более явной форме выявить характерные точки изменения интенсивности упрочнения и температурной зависимости предела текучести. Например, при температуре 910—920 °С предел текучести начинает расти более интенсивно, что связывают обычно со значительным торможением рекристаллизации за счет выделения преципитатов карбонитридов микролегирующих элементов, в первую очередь ниобия и ванадия. Спад зависимости ст(1/7) при Т = 840 °С ассоциируют с началом ферритного превращения: накопленное после прекращения рекристаллизации деформационное упрочнение трансформируется в поверхностную энергию большого числа зародышей новой фазы. Таким образом, для микролегированных сталей реализуется еще один из механизмов измельчения зерна феррита.
Выбранный режим обработки стали (рис. 3, а), предназначенный для получения мелкого зерна аустенита, предусматривает
нагрев образца до температуры 1200 °С; выдержку для растворения микролегирующих элементов;
многократную горячую деформацию выше температуры окончания рекристаллизации Тпг при обеспечении условий протекания динамической рекристаллизации;
ускоренное охлаждение в области температур Тпг < Т< Гфп, где Тфп — температура ферритного превращения;
деформацию аустенита при температурах Аг3+(20—40) °С с целью фрагментации и создания благоприятных условий для образования множества зародышей феррита на границах фрагментов;
выдержку в течение нескольких секунд для выделения феррита, образование которого активировано фрагментированной структурой аустенита;
х5680
1200 °С
950 °С, б!2 = 2,7; е
850 °С, е2Е = 3,9; е
800 °С, е3Е= 10,6; е
Рис. 3. Режим трехстадийной обработки стали Х90 в аустенитной области (а); ферритно-бейнитная структура стали после обработки (б); зерно феррита с карбидами микролегирующих элементов (в, г); б, в — сканирующая микроскопия; г — просвечивающая микроскопия
ускоренное охлаждение со скоростью не менее 5 °С/с до комнатной температуры для предотвращения роста зерна феррита.
Протекание динамической рекристаллизации на первой стадии деформации обеспечивает первичное измельчение зерна и равномерное распределение микролегирующих элементов. Деформация аустенита в условиях заторможенной рекристаллизации при температурах Тт.< Т< должна обеспечить условия его фрагментации и, как следствие, увеличение центров зарождения новой фазы при последующем фазовом превращении, а также измельчение структуры.
На первой стадии обработки суммарная степень деформации составила е = 2 ,7; соответственно средняя деформация за одно обжатие равна е,- = 0,45, пауза между деформациями для обеспечения кантовки образца на 90° ^ = 1 с, скорость деформации 10 с-1. На втором этапе обработки е22 = 3,9, количество деформаций — 6=10 с-1, на третьем этапе (800 °С) £32 = 10, остальные параметры — те же. При температуре 620°С произведена выдержка в течение 5 с для протекания ферритного превращения. Скорость охлаждения в диапазоне температур 570—300 "С составила ~10 "С/с.
Микроструктура образца из стали Х90 после обработки по этому режиму представлена на рис. 3 Д Видно, что в результате обработки получена ферритно-бейнитная структура со средним размером 1—2 мкм и практически полигональным ферритом. Сканирующая электронная микроскопия при больших увеличениях обнаруживает «малиновый рельеф» на зернах феррита, сформированный при легком травлении образцов (рис. 3, в). Возникновение подобного рельефа будет обсуждаться далее. Просвечивающая электронная микроскопия показывает, что карбиды и карбонитриды микролегирующих элементов распределены достаточно равномерно и имеют размер 5—20 им. Равномерное распределение карбонитридов обусловлено дислока-ционно-стимулированным выделением при правильном построении технологического процесса горячей деформации: отсутствие дислокаций приводит в основном к зернограничному выделению, что значительно снижает комплекс свойств металла.
Таким образом, реализованный режим обработки не позволил получить ультрамелкозернистую или нанокристаллическую структуру ис-
следуемой стали, но обеспечил формирование равномерной мелкозернистой ферритно-бейнит-ной структуры со средним размером 1—2 мкм, требуемой в современных трубных сталях. Отметим, что ввиду большого количества включений высокодисперсной карбонитридной упрочняющей фазы полигональный феррит не может в полной мере быть охарактеризован как феррит. Его микротвердость составляет 2100— 2300 МПа, и, поскольку в феррите присутствует большое количество равномерно распределенных карбидов и карбонитридов, такая структура может быть охарактеризована как бейнитная.
Исследование возможности измельчения зерна трехстадийной деформацией в аустенитной области и в межкритическом интервале (рис. 4). В отличие от первого, данный режим предусматривает третью деформацию при температуре ниже Аг3 на (20—40) °С. Деформация в двухфазной области должна ускорить превращение и привести к измельчению структуры. По сравнению с первым режимом увеличены суммарные деформации на каждом из этапов обработки образцов; параметры обработки приведены на рис. 4,а.
Микроструктура образца после обработки по этому режиму представлена на рис. 4, б, в. Как видно, структура является ферритно-бейнитной, в феррите наблюдается большое количество выделений карбонитридов микролегирующих элементов. Структура стали, обработанной по второму режиму, практически не отличается от представленной на рис. 3. Размер зерна составляет 0,5—1 мкм. Сканирующая микроскопия показывает характерный «малиновый» рельеф слегка протравленных ферритных зерен.
Исследование возможности измельчения зерна интенсивной пластической деформацией, совмещенной с термоциклированием (рис. 5). Режим обработки охарактеризован на рис. 5, а и включает три стадии деформации с общей деформацией «28, после чего выполняют 5—7 циклов фазовых переходов с быстрым нагревом и охлаждением (не менее 10 °С/с). Микроструктура образца после обработки по этому режиму пред ставлена на рис. 5, б.
В результате выполненной обработки микролегированной стали класса прочности Х90 по режиму, представленному нарис. 5, я, получили равномерную структуру игольчатого бейнита (рис. 5, б). Очертание бейнитныхколоний показывает, что размер исходного аустенитного зер-
а)
б)
1200 °С
1000 °С; £ 1 ^ = 4,4; 8
900 °С; £2е = 8,0; I е
800-750 °С; £3Е= 15,9; е
в)
х
х
Рис. 4. Режим трехстадийной деформации в аустенитной области и в межкритическом интервале
а)
1000 °С; £12 = 4,4; е
900 °С; £2ъ = 8,0; е
б)
800 °С; £3Е= 15,9; е
Термоцикл ирование: 4 цикла 600-800 °С
Нагрев 10 °С/с Охлаждение 20 °С/с
у. ш шгш-шэд
Ш шшШШШ,
Рис. 5. Режим трехстадийной деформации с последующим термоциклированием (а) и структура обработанного металла (б)
на достигает 50—70 мкм. По сравнению с предыдущими режимами обработки размер зерна аустенита значительно вырос, что вызвано, очевидно, переходом в аустенитную область при нагреве во время термоциклирования и быстрым ростом зерна после предварительной деформации. Таким образом, в данном случае термоциклическая обработка не оказала положительного воздействия на размер аустенитного зерна и, соответственно, на дисперсность конечной структуры.
Исследование возможности измельчения зерна трехстадийной деформацией в аустенитной области, в межкритическом интервале и окончательной деформации при 700—400 °С (рис. 6). Образцы нагревали до температуры 1200 °С, выдерживали 30 с для аустенизации и растворения избыточных
фаз, затем охлаждали до температуры 1100 °С, после чего деформировали. Первая стадия включала 10 деформаций, причем скорости деформации и обжатия подбирались так, чтобы обеспечить возможность протекания динамической рекристаллизации. Далее образец быстро охлаждали ниже температуры Тпг (температуры конца рекристаллизации), после чего выполняли вторую стадию деформирования, которая также включала 10 деформаций. Затем образец быстро охлаждали до температуры 700—400 °С, при которой следовала третья стадия деформации. При каждой из выбранных температур образцы деформировали 100 и 200 раз, затем охлаждали до комнатной температуры. Микроструктуры полученных образцов, полученные на сканирующем электронном микроскопе, представлены на рис. 7—13.
Г3 = 400, 500, 600 и 700 °С;
£32 = 6 и 31; ¿3 * 10 с"1; Д^з = 100 и 200
х5160
х5670
1200 °С
1100-1000 °С;£! £= 1,5; щ «10 с-1; ЛТ, = 10
900-800 °С; е2Е = 1,5; ё2 «Юс-1; ЛТо=10
10 °С/с
Рис. 6. Режимы обработки стали Х90
Рис. 7. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 700 °С, е3Е = 6; е3Е = 31
хх
Рис. 9. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 600 °С, в3£ — 31
х
х
Рис.8. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 600 °С, е3Е = 6
Рис. 10. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 500 °С, в3Е = 6
хх
хх
Рис. 11. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 500 °С, е3Е = 31
х
х
Рис. 13. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 400 °С, е3Е = 31
Рис. 12. Структуры стали Х90 после обработки; температура третьей стадии деформации 400 °С, е3Е = 6
Панорама фотографий структуры иллюстрирует влияние температуры и степени деформации на конечную структуру материала: при понижении температуры третьего этапа деформаций Тъ и увеличении степени деформации е3s средний размер зерна снижается, а объем металла постепенно заполняется мелким зерном. На рис. 13 представлена структура стали Х90 после обработки при температуре Тъ = 400 °С ие3s = 31. Средний размер зерна при подобной обработке составляет 150 нм.
Как показывает рис. 7, деформация при 700 °С позволяет получить хорошую ультрамелкозернистую структуру. Деформация при 600 °С (рис. 8 и 9) приводит к формированию структуры, в которой наблюдаются фрагменты размером до 150 нм. Увеличение количества деформаций со 100 до 200 позволяет получить значительно более мелкую структуру. Деформация при 500 °С (рис. 10 и 11) меняет морфологию структуры; при е3s = 6 субструктура бейнита практически не выявляется, однако при е3s = 31 отчетливо видна зернистая структура. Этот эффект еще более отчетливо виден, когда деформация происходит при 400 °С: наблюдаются пластины бейнита.
Исследование формирования структуры для стали категории прочности XI00, высокоазотистой стали, титановых сплавов проводили по таким же режимам, что и для трубной стали категории прочности Х90.
На рис. 14 представлена структура образцов из высокоазотистой нержавеющей стали и сплава АМгб, обработанных на модуле MaxStrain
комплекса С1ееЫе-3800 для получения субмикронной структуры. На рис. 14,а хорошо видно, что зернистая («малиновая») структура, характерная для левого зерна и имеющая диаметр ~40— 50 нм, представляет собой поперечный срез вытянутых фрагментов, различно ориентированных в соседних зернах. На правой части фотографии (рис. 14, а) видно, что фрагменты имеют в основном сигарообразную форму. Образование фрагментов (сигар) происходит за счет образования новых границ во время пластической деформации, условия возникновения которых рассмотрены в [7, 8]. По сути возникновение наноструктуры при пластической деформации металлов, механизм измельчения размера зерна, представляют собой именно многократное образование новых границ деформационного происхождения, происходящее на фоне дислокационного механизма деформации. Механизмы формирования этих границ исследуются давно, но впервые отчетливо прослежены стадии формирования фрагментов в [ 12].
Аналогичную структуру имеет сплав АМгб, однако в данном сплаве структуру выявить методами избирательного травления значительно сложнее и она имеет вид, представленный на рис. 14, б.
Анализ структуры методом обратно рассеянных электронов. На рис. 15 представлены результаты анализа структуры образца, обработанного при Т= 600 °С и е3Е = 31 методом обратно отраженных электронов (ЕВБО). Видно, что зерна вытянуты вдоль направления максимальных деформаций; средний размер зерна составляет при-
х9600
х41740
Рис. 14. Микроструктура образцов высокоазотистой нержавеющей стали (а) и сплава АМгб (б), обработанных на модуле Мах81хат комплекса С1ееЫе-3800
в)
о.ю ^ — | о,ое-
i "1-Я II ж
О I I I Ш » I I I I I ' If м в
0 2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 Размер фрагментов, мкм
Рис. 15. Результаты анализа структуры образца из трубной стали категории прочности Х90 методом обратно отраженных электронов (ЕВБВ), обработанного при Т = 600 Е = 31:
а — цветокодированное изображение микроструктуры, иллюстрирующая разориентацию фрагментов; б — гистограмма распределения углов разориентации соседних зерен; в — распределение размеров зерен по размерам
близительно 0,3 мкм. На рис. 15, б отчетливо просматриваются две выраженные разориентации зерен — 12 и 55°, что свидетельствует о том, что межзеренные границы являются болыпеуг-ловыми. Интересно, что согласно исследованиям, выполненным в [6], углы разориентации 5—15° характерны для верхнего бейнита, углы 50— 60° — для нижнего бейнита.
Анализ рис. 15 показывает, что в результате обработки образцов получена структура со средним размером зерна 500 нм, причем около 2 % зерен имеют размер менее 100 нм. Такую структуру металла можно характеризовать как субмикронную. Бимодальное распределение зерен по углам разориентации показывает, что наибольшую вероятность имеют углы 12 и 55°. Именно эти углы разориентации характерны для бейнитных структур в микролегированных низкоуглеродитсых сталях [6], причем угол 12° — для пластин верхнего бейнита, угол 55° — для пластин нижнего бейнита. Важно, что углы разориентации составляют десятки градусов, поэтому границы являются болыпеугловыми.
Тестирование механических свойств материалов с субмикронной и нанокристаллической структурой. На рис. 16 представлены результаты тес-
тирования механических свойств образцов из трубных сталей категории прочности Х90 и XI00 в виде характерных диаграммы растяжения до и после интенсивной пластической деформации на модуле Мах81:гат, а на рис.17 — зависимостей прочностных и пластических свойств от температуры последней стадии деформации Т3 и суммарной степени деформации е3Как видно, максимальный прирост прочности наблюдается при Т3 = 400 Е = 31 и составляет по пределу текучести Аат = 694 МПа, по пределу прочности Аав = 570 МПа. Пластичность металла при этом практически нулевая. При сохранении пластичности на исходном уровне (37 %) прибавка к прочностным свойствам такова: по пределу текучести Аат = 68 МПа, по пределу прочности Аав =154 МПа. Этот режим обеспечивается при Т3 = 700 °С и е3Е = 6.
Согласно современным представлениям о формировании механических свойств прочностные свойства сталей состоят из нескольких компонентов, в том числе вклада основы (металлическая матрица металла), твердорастворного упрочнения, вклада от плотности дислокаций, упрочнения от преципитатов микролегирующих элементов и вклада межзеренных границ (раз-
б)
, МПа
1000-
800-
600-
400-
200-
\2
1 ^
00,00 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35 £
Рис. 16. Кривые «напряжение — деформация» для микролегированных сталей категории прочности Х100(я) и Х90 (б): 1 — после контролируемой прокатки; 2 — после дополнительной обработки на получение субмикронной структуры (температура третьей стадии деформации 600 °С, е3Е = 6
мера зерна). Если принять точку зрения авторов работы [6], то для микролегированных феррит -но-бейнитных сталей вклад в прочностные характеристики от границ зерен составляет примерно 35 %.
Согласно рис. 16, я, в исходном состоянии для исследуемого материала прочностные свойства таковы: ат = 646 МПа, ав = 770 МПа. Следовательно, при Т3 = 400 °С и е3Е = 31 вклад границ зерен в формирование прочностных свойств составляет Аст^р = 226 МПа, А^ =270 МПа. Таким образом, если полагать, что все упрочнение, приобретенное сталью во время дополнительной обработки на комплексе С1ееЬ1е, обусловлено только новыми границами, образованными во время деформации, то прибавки по механическим
свойствам оказываются значительными: по пределу текучести АсуАст^ = 3,07 (307 %), по пределу прочности Асв/Аствр = 2Д1 (211 %).
Если выбрать режим обработки, обеспечивающий сохранение пластичности (Т3 = 700 °С и
8зI = 6), то прибавка, к пределу текучести Аст^р составляет 30 %, а к пределу прочности 57 %.
На рис. 18 показана схема обработки, принятая для титана ВТ1 -0 и титанового сплава ПТ-ЗВ, а также изменение вида кривых «напряжение —деформация» для этих материалов. Видно, что наибольшего эффекта повышения прочностных свойств удалось добиться для технического титана ВТ1-0, для которого другие механизмы упрочнения, кроме измельчения размера зерна,
а)
а, МПа
1400
1300 1200 1100 1000 900 800 700
7
,7 1 п
,5
■ 4
б)
8, %. 35-
302520151050-
1 / /
У 2
400
500
600
700 Т, С
400
500
600
700 Т°С
Рис. 17. Зависимость прочностных и пластических характеристик трубной стали категории прочности Х90 от температуры и степени деформации на 3-ей стадии обработки: а — прочностные характеристики (7 — ав при в3Е = 31; 2 - ^^и е3Е = 31; 3 — ав при е3Е = 6; 4 — ат при в3Е = 6); б — пластические характеристики (7 — при е3Е = 31; 2— при е3Е = 6)
б)
а, МПа 11001000900
700 600 500 400 300 200 100 0-
а, МПа 1000
0,00 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35 8
- \
1
0,00
0,05
0,10
0,15
0,20 8
Рис. 18. Режимы обработки титана ВТ1-0 и титанового сплава ПТ-ЗВ (а) и кривые «напряжение — деформация» для титана (б) и титанового сплава (в) в состоянии поставки (7) и обработанного на установке аееЫе-3800 (2)
не применяются. Для титанового сплава ПТ-ЗВ эффект упрочнения, как видно по рис. 18, б, значительно ниже. Заметим, что пластическая деформация титана и его сплава выполнялась при температурах ниже точки полиморфного превращения.
Алюминиевый сплав АМг-6 обрабатывали по режиму, охарактеризованному на рис. 19, а. Видно, что обработку проводили в изотермическом режиме, а охлаждение после деформации происходило естественным путем в основном за счет теплоотвода в захваты обрабатывающего устройства. Температуру деформации назначали 200, 300, 400 °С, суммарная логарифмическая степень деформации достигала еЕ = 50, а количество деформаций составляло 50, 100 и 150.
Характерное изменение диаграммы растяжения для сплава АМгб представлено на рис. 19 Д а изменение прочностных и пластических свойств — на рис. 19, в, г.
Таким образом, по результатам проведенных исследований можно сделать следующие выводы:
1. Многократная пластическая деформация в горячем и теплом состояниях позволяет изменять структуру и механические свойства сталей и сплавов в широких пределах. Измельчение структуры металлов происходит путем формирования новых межзеренных мало- и болыпеугловых границ в результате перестройки дислокационных структур, активированной деформационным упрочнением и диффузионными процессами. Оптимальное сочетание температуры, контролирующей рост вновь образованных зерен, и степени деформации позволяет получить требуемую структуру, обеспечивающую заданный уровень механических свойств.
2. После многократной деформации в аусте-нитной области при обеспечении условий протекания динамической рекристаллизации в исследуемых новых трубных сталях может быть получена равномерная микроструктура с разме-
а)
Т,°С
в)
а, МПа
550
500-
400-
350-
250-
200-
^ ч ч
" —■— Ов 50 деформаций — ■- а 50 деформаций . —•— ав 100 деформаций _-Ф- От 100 деформаций —А— ав 150 деформаций -А- ат 150деформаций
I
200
300
400 Т, С
б)
а, МПа 400-
350 300 250 200 150 100 50 0
0,00
г)
_ 1
W
2
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25 s
)
»
1ЦИЙ -1ЭЦИЙ
—ои дефорМс —•—100 дефорл/
—а— 150 деформаций
200
300
400 Г, "С
Рис. 19. Режимы обработки алюминиевого сплава АМгб (а); характерное изменение диаграммы растяжения (б) для металла в состоянии поставки (7) и после интенсивной пластической деформации (2); изменение прочностных (в) и пластических (г) свойств сплава
ром зерна 0,5—1 мкм. Возможно, подобная структура оптимальна в плане соотношения прочностных и пластических свойств. Увеличение общей деформации и перемещение (снижение) температуры конца деформации в верхнюю часть двухфазной области существенно не изменяют конечную структуру металла.
3. Термоциклическая обработка металла после окончания деформации приводит к укрупнению размера зерна аустенита и получению достаточно однородной бейнитной структуры.
4. Понижение температуры деформации до 700—400 °С и увеличение суммарной степени де-
формации приводит к постепенному заполнению объема металла новыми границами мелких зерен и понижению размера зерна до 150 нм. Это вызывает значительное упрочнение за счет эффекта зернограничного упрочнения (до 300 %), однако при этом происходит падение пластичности практически до нулевой отметки. Режимы обработки, обеспечивающие сохранение пластичности на исходном уровне, дают добавку кзернограничномуупрочнению 30—50 %.
5. Аналогичные результаты можно получить при обработке алюминиевых и титановых сплавов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Валиев, Р.З. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией [Текст] / Р.З. Валиев, И.В. Александров. — М.: Логос, 2000.- 272 с.
2. Сегал, В. М. Процессы пластического струк-
z. ^егал, в. ivi. процессы пластического струк- и.в. ориджмен. — ivi.: j турообразования металлов [Текст] / В.М. Сегал тературы, 1955. — 444 с.
[и др.]. — Минск: Навука i тэхшка, 1994. — 232с.— ISBN 5- 343- 01164- 0.
3. Бриджмен, П.В. Исследование больших пластических деформаций и разрыва [Текст] / П.В. Бриджмен. — М.: Изд— во иностранной ли-
4. Салшцев, Г.А. / Г.А. Салищев, О.Р. Валиах-метов, P.M. Галеев, С.П. Малышева // Металлы.— 1996. № 4,- С. 86.
5. Gymez М. Assessment of Austenite Static Rec-rystallization and Grain Size Evolution during Multipass Hot Rolling of a Niobium-Microalloyed Steel |TeKCTj / M. Gymez, L. Raneel, S.F. Medina.— Met. Mater. Int., 2009. Vol. 15. No. 4. P. 689-699.
6. Quantitaive Structure-Property Relationships for Complex Bainitic Microstuctures [TckctJ / Commission of European Communities ECSC Sponsored Research Project // Final Report. Swedish Institute For Metals Research.— 2003.
7. Колбасников, Н.Г. Теория обработки металлов давлением. Сопротивление деформации и пластичность ¡Текст| / Н.Г. Колбасников.— СПб., Изд-во СПбГПУ, 2000,- 320 с.
8. Колбасников, Н.Г. Энтропия. Структура. Фазовые превращения и свойства металлов [TckctJ / Н.Г. Колбасников, С.Ю. Кондратьев.— СПб.: Наука, 2006,- 360 с.
9. Владимиров, В.И. Дисклинации в кристаллах |TeKCTj / В.И. Владимиров, А.Е. Романов.— Л.: Наука, 1986. 226 с.
10. Дисклинации и ротационная деформация твердых тел [TckctJ / Ред. В.И. Владимиров. J1.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе,- Л., 1988,- 227 с.
11. Физика износостойкости поверхности металлов ¡Текст| / Ред В.И. Владимиров; ФТИ им. А.Ф. Иоффе,- Л., 1988,- 229 с.
12. Рыбин, В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов [TckctJ / В.В. Рыбин.— М.: Металлургия, 1986.— 224 с.
УДК 621.74.01:669.14
В.М. Голод, К.И. Емельянов
компьютерный анализ кинетики и полноты перитектического превращения
Перитектическое превращение — важный этап кристаллизации ряда промышленных металлических сплавов (углеродистые и нержавеющие стали, оловянные бронзы и латуни, алюминиевые сплавы), оказывающее существенное влияние на их механические свойства и склонность к горячим трещинам (вследствие значительных объемных изменений), а также химическую и структурную неоднородность литого металла [1—3 и др.]. Для формирования структуры и свойств сплавов, которые в равновесных условиях относятся к перитектическому типу большое значение имеет оценка роли тех металлургических и технологических факторов, которые определяют неравновесный характер кристаллизации и полноту реализуемого при этом перитектического превращения.
Механизм перитектического превращения в сплавах на основе железа, несмотря на значительное число выполненных ранее и активно проводимых исследований, остается дискуссионным, и для его уточнения в последние годы использованы различные экспериментальные методы [4, 5] и компьютерный анализ [5, 6].
Согласно основной схеме реализации перитектического превращения в сплавах Бе-С [7—9 и др.], вскоре после начала перитектической реакции тонкая пленкау-фазы, весьма быстро распространяющаяся по поверхности выделений
первичной 8-фазы, отделяет их от расплава, по-
у
у
зация из расплава Ь^у) и у/8 (твердофазное превращение 8^у за счет диффузионно переносимого углерода) (рис. 1).
При анализе скорости диффузионного переноса избыточного углерода (заштриховано на рис. 1, б) от границы Ь/у к границе у/8 в изотермических условиях получено уравнение кинетики перитектического превращения [1]
1/2
X CyL С.ф _
Sy р Г ' CyS Sy
X _CyL CyS
С г ^Ly - U y L
(1)
где h, — толщина межфазной прослойки у-фазы; D., — коэффициент диффузии в у-фазе; т — вре-
