книги / Физическая природа пластической деформации

службы металла, тем меньше запас скрытой энергии. Последнее и способствует предохранению металла от возникновения в нем процессов рекристаллизации и разупрочнения.

Упрочнение металла, связанное с раздроблением фрагментов и блоков и увеличением углов их разориентировок, приводит к на­ коплению скрытой энергии наклепа, которая при достижении опре­ деленной величины вызывает при данной температуре рекристалли­ зацию. Таким образом, процессы, приводящие к упрочнению металла, подготавливают и возможность его разупрочнения в резуль­ тате накопления скрытой энергии. Субструктуры, соз­ данные путем преддеформации и отжига, оказы­ ваются более устойчивыми против ползучести по срав­ нению со структурами, об­ разующимися в процессе ползучести, еще и потому, что они, являясь более тон­ кими, накапливают мень­ ше скрытой энергии. Разориентировка у таких структур значительно мень­ ше, благодаря чему и об­ щая энергия малоугольных границ ниже. Оптималь­ ные степени деформации, по-видимому, являются те­

ми степенями, при которых еще не превзойдена максимальная для данных условий работы допустимая величина скрытой энергии наклепа.

На рис. 2 приведена зависимость температуры начала рекри­ сталлизации от степени преддеформации для никеля [12]. Здесь же нанесены оптимальные степени преддеформации никеля, испы­ тывавшегося при температурах 550, 700 и 900° С. Точки располо­ жены левее кривой зависимости температуры начала рекристалли­ зации от величины' предварительной деформации. Каждая из них соответствует степени деформации, меньшей той, которая при вы­ держке 8 ч при данной температуре приводит к появлению центров рекристаллизации размером 1 0 см. Если черезэти точки провести кривую, то она будет иметь такой же вид, как и отрезок кривой рекристаллизации, лежащий в этом же интервале температур.

ВЛИЯНИЕ УДАРНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В СТАЛЯХ

М. В. Белоус, Л. М. Мультах, В . Г Пермяков

связи с внедрением в произ­ водство способов скоростной деформации материалов нами была предпринята попытка изучить фазовые и структурные изменения, которые происходят в сплавах в этих условиях, а также получить информацию о поведении деформированного материала при после­ дующем нагреве.

Химический состав исследованных сплавов указан в таблице. Термическая обработка заключалась в отжиге при температуре 950° С для стали 45 и при температуре 850° С для сталей У8 и У10, что обеспечивало получение структуры грубопластинчатого перлита.

Структуры с различной степенью дисперсности фазовых со­ ставляющих получали отпуском сталей при температурах от 400 до 700° С с интервалом в 50°

Температура закалки составляла 920° С для стали 45 и 820° С — для сталей У8 и У10. Термообработка проводилась с соблюдени­ ем мер предосторожности против обезуглероживания и окис­ ления.

Ударная деформация осуществлялась на электроразрядной уста­ новке; в ряде случаев использовалась специальная методика. Образцы для ударной деформации имели форму низких цилиндров диаметром 12 мм и высотой от 3,5 до 9 мм; торцевые поверхности образцов полировались. Степень деформации определялась по из­ менению высоты образца.

Образцы для деформации растяжением представляли собой ци­ линдры диаметром 3 мм с резьбовым креплением на концах. Вытяж­ ка полусфер диаметром 70 мм осуществлялась из листовых загото­ вок толщиной 1 мм. Средняя скорость деформирования достигала 150 м/сек.

Твердость образцов определялась на приборе типа ТП при на­ грузке 50 кГ; в отдельных случаях определялась микротвердость на приборе ПМТ-3. Рентгеноструктурный анализ проводился на установках УРС-50И и УРС-60 в железном излучении. Для магнит­ ного анализа использовалась дифференциальная методика в силь­ ных полях [1]; напряженность поля в зазоре магнитометра составляла 3200 э (250 ка/м). Дилатометрическое исследование графитизации при нагреве деформированных сталей проводилось по методике, описанной в [2]. Контрольным методом служило колориметри­ ческое исследование, которое проводилось на фотоколориметре типа ФЭК-М.

При микроструктурном изучении сплавов обращало на себя внимание то, что характер изменения микроструктуры армко-же- леза при ударных нагрузках значительно отличается от характе­ ра изменения микроструктуры отожженных, нормализованных

вует переходу карбидной фазы с точкой Кюри 265—270° С в па­ рамагнитное состояние. Начиная с 400° С уменьшение намаг­ ниченности становится необратимым. Кривая охлаждения 2'— 3—4 полностью обратима, и на ней фиксируется точка Кю-

(ф = 20%, исходная, структура — сорбит отпуска).

нию с недеформированным образцом. Уменьшение дисперсности исходной структуры приводит, помимо описанных эффектов, к появлению на кривой охлаждения добавочного магнитного эффек­ та при температуре 380—400° С (рис. 5). Чем меньше степень дис­ персности карбидных частиц в исходной структуре, тем, как прави­ ло, больше магнитный эффект.

Нагрев образцов со структурой грубопластинчатого перлита,

а при нагреве до 450—500° С появление этого эффекта было необя­ зательным. Изменение намагниченности в указанном температур­ ном интервале обратимо и сохраняется при повторном нагреве до 600° С и охлаждении до комнатной температуры. Нагрев до 700° С приводит к исчезновению описываемого эффекта на кривой охлаж­ дения; при последующих нагревах до 600° С характер изменения намагниченности становится подобным показанному на рис. 4.

Таким образом, термомагнитные кривые деформированных уда­ ром сталей имеют следующие отличительные особенности:

1) повышенная точка Кюри карбидной фазы, присутствующей

вдеформированной стали;

2)необратимое уменьшение намагниченности при нагреве;

3)уменьшение величины магнитного эффекта в точке Л0, фик­ сируемой по кривой охлаждения;

4)появление магнитного эффекта

ской деформации новой фазы (так называемого %-карбида). Однако, подвергая рентгеноструктурному анализу карбидный порошок, выделенный анодным растворением из деформированной стали, мы не обнаружили отличия интерференционной картины от интер­ ференционной картины цементита. Значительное уширение ли­ ний рентгенограмм следует связывать с возрастанием степени де­ фектности кристаллической структуры фазы.

Необратимое уменьшение намагниченности при температурах, лежащих выше точки Кюри, присутствующих в сплаве карбидных фаз, можно объяснить уменьшением количества феррита в стали. Действительно, если в процессе пластической деформации происхо­ дит частичное разложение карбидной фазы с образованием свобод­ ного феррита, то при устранении пластической деформации углерод, образуя вновь кристаллы цементита, будет переводить часть атомов железа из ферромагнитного состояния (a-твердый расвтор) в неферромагнитное при этих температурах состояние — в цементит.

Увеличение намагниченности стали в результате холодной пла­ стической деформации и уменьшение намагниченности при отжиге отмечалось в работах [3—5, 7, 12, 13]; приведенное выше объясне­ ние этого явления является пока единственно приемлемым.

Однако при этом открытым остается вопрос о состоянии, в ко­ тором находится углерод, образовавшийся при разрушении цемен­ тита в процессе пластической деформации.

Если принять, что весь углерод, присутствующий в холоднодеформированной стали, входит в состав гомогенной карбидной фазы, то по величине наблюдаемого на термомагнитных кривых нагрева необратимого уменьшения намагниченности можно рас­ считать состав карбидной фазы холоднодеформированной стали (опре­ делить индекс л: в формуле Fe^C). При этом необходимо учитывать, что при нагреве холоднодеформированной стали до 600° С происхо­ дит графитизация, о чем свидетельствует уменьшение магнитного эффекта в точке А0. Дилатометрический анализ показал, что в ряде случаев при нагреве наблюдается необратимое увеличение объема образца. Подобный эффект наблюдается в случае, если карбидная фаза исходной структуры достаточно дисперсна; при нагреве после деформации образцов со структурой грубопластинчатого цементи­ та было значительно труднее наблюдать объемный эффект графитизации, а во многих случаях происходило уменьшение объема после нагрева до 600° С. По-видимому, это вызвано тем, что уменьшение объема, связанное с залечиванием различного рода несплошностей, образовавшихся в процессе пластической деформации, перекры­ вает объемный эффект графитизации.

Колориметрический анализ деформированных и нагретых до 600—670° С образцов обнаружил уменьшение количества связан­ ного углерода в стали и подтвердил предположение о протекании процесса графитизации.

Для получения соотношения, позволяющего определить средний состав карбидной фазы деформированной стали по данным магнит­ ного анализа, рассмотрим магнитный момент образца при комнат­ ной температуре (состояние У, рис. 4).

/ф— намагниченность феррита; Уф— объем феррита в исследуемом

вес и удельная намагниченность феррита и карбидной фазы.