kabobo.ru В. М. Счастливцев, Ю. В. Калетина, Е. А. Фокина
страница 1 страница 2 ... страница 8 страница 9
Бернштейновские чтения




по термомеханической обработке

металлических материалов,

25 - 26 октября 2006 г.

МИСиС, Москва

Организаторы:




(технологический университет)

Организационный комитет:


проф., д.ф.-м.н. Капуткина Л.М. – председатель

проф. д.т.н. Добаткин С.В.

проф. д.ф.-м.н. Прокошкин С.Д.

в.н.с., д.т.н. Самедов О.В.

Благодарность:
1. К.т.н. Бруну Е.М.

- за финансовую поддержку;

2. Сотруднику каф. ПДСС МИСиС Науменко О.М.

- за рисунок;

3. М.н.с. Шагалиной С.В.

- за оформление сборника тезисов.



Пленарная секция





ВЛИЯНИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ НА ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В

СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА

В.М. Счастливцев, Ю.В. Калетина, Е.А. Фокина


Институт физики металлов Уральского отделения РАН, Екатеринбург,

kaletina@imp.uran.ru

Рассматривается история развития работ по термомагнитной обработке, начатая в СССР М. Л. Бернштейном и продолженная на Урале в работах В. Д. Садовского. Представлен исторический обзор работ по влиянию магнитного поля на фазовые превращения в сталях и сплавах железа.

Первые исследования по термомеханико-магнитной обработке были проведены М.Л. Бернштейном. В этих работах также отмечалась возможность некоторого повышения механических характеристик стали термической, или ТМО, осуществляемой в переменном или постоянном магнитном поле напряженностью до 10 000 Э. Однако наблюдаемое влияние магнитного поля на фазовый состав, структуру и механические свойства закаленной стали оказалось небольшим и в некоторых случаях могло быть отнесено за счет случайных отклонений в условиях проведения опыта.

В Институте физики металлов АН СССР под руководством академика В.Д. Садовского были проведены теоретическое обоснование (формула Кривоглаза-Садовского) и фундаментальные экспериментальные исследования влияния как импульсного, так и постоянного магнитных полей высокой напряженности на фазовые превращения в сталях.

Импульсное намагничивание стальных образцов с аустенитной структурой вызывает при соответствующих условиях интенсивное превращение аустенита в мартенсит; степень превращения в известных пределах пропорциональна напряженности поля и может составлять десятки процентов. Установлена зависимость порогового поля от температуры переохлаждения аустенита.

Проведены электронномикроскопические исследования особенностей тонкой структуры мартенсита, образовавшегося в процессе охлаждения и под воздействием магнитного поля.

Было установлено, что исследования, проводимые в постоянных магнитных полях большой напряженности, воздействуют также на перлитное, бейнитное и изотермическое мартенситное превращения.

Эти исследования получили признание как в России, так и за рубежом, где был признан приоритет российских исследователей в этой области металловедения.


РАЗВИТИЕ ПРОГРАММ ДЛЯ УСКОРЕННОГО

ВНЕДРЕНИЯ НОВЫХ МАТЕРИАЛОВ

В. Левит1, П. Коллинз1, Х. Фрэзер1 и Р. Банерджи2



1The Ohio State University, USA, levit.2@osu.edu

2University of North Texas, USA

Центр ускоренной разработки новых материалов (САММ) в университете штата Огайо организовал сеть исследовательских программ направленных на сокращение времени от идеи до внедрения новых материалов, что значительно снижает их себестоимость.

Для этого использованы две стратегии. Первая стратегия ориентирована на быстрое создание оценочных программ для предсказания соотношений структура-свойства используя литературные данные, феноменологические модели и здравый смысл. От промышленности удалось получить перечень нерешенных проблем и желаемые уровни свойств для нетривиальных случаев. Вторая стратегия, рассчитанная на долговременную отдачу, включает построение фундаментальных, физически обоснованных моделей базирующихся на собственных экспериментах.

Центр организовал успешное сотрудничество и обмен студентами с университетами и лабораториями как в США, так и в многих других странах.

Для достижения поставленных целей создана современная экспериментальная база, позволяющая быстрое изготовление материалов заданного состава, их термомеханическую обработку, испытания свойств, анализ структуры и обработку результатов. Важная особенность системы - полная компьютеризация, так что все без исключеня данные: параметры процессов, результаты испытаний, характеристики структуры записаны и обрабатываются в цифрах. Это заметно упрощает моделирование и его сопоставление с экспериментом.

Прямое лазерное напыление использовано для изготовления экспериментальнх материалов на основе титана, никеля или алюминия с заданным градиентом состава по одному или нескольким элементам. Автоматизированные системы воспроизводят промышленные условия обработки. Центр располагает самыми последними моделями просвечивающих и сканирующих микросопов, спектрометров. Сфокусированные электронные и ионные пушки используют для приготовления образцов, воспроизводящих трехмерное изображение структуры в микро и нано шкалах. Наноиндентор в сочетании с электронной микроскопией дает прямые сведения о поведении дислокаций в заданных системах скольжения в ГПУ титане. Обсуждаются результаты эффекта на структуру и свойства градиентов состава титанового сплава Ti-6Al-4V. Заметный прогресс в интерпретации связей структура-свойства достигнут с применением методов комбинаторики и Балезиановой нейронной сети.



О ПРИРОдЕ ИнтенсивноЙ пластической деформации

А.М. Глезер



Институт металловедения и физики металлов им. Г.В.Курдюмова

ГНЦ «ЦНИИЧермет им.И.П.Бардина», Москва; glezer@imph.msk.ru

Рассмотрены структурные аспекты интенсивной пластической деформации и установлены ее принципиальные отличия от известных ранее видов пластического формоизменения.

Показано, что релаксационные процессы играют определяющую роль при формировании дефектных структур в области больших степеней пластической деформации. Установлено, что наблюдаемое в экспериментах многообразие структурных состояний обусловлено, во-первых, различными вариантами эволюции дефектной структуры и, во-вторых, различными стадиями реализации структурного состояния для каждого из этих вариантов при заданных условиях деформации.

Показано, что существуют два принципиально важных условия, при реализации которых деформация может считаться интенсивной. Во-первых, это наличие эффективных сжимающих напряжений, предотвращающих процесс разрушения, и, во-вторых, это протекание одного из двух эффективных релаксационных процессов – динамической рекристаллизации и/или аморфизации кристаллической структуры.



Автор выражает признательность РФФИ за финансовую поддержку (гранты 06-02-17075, 06-02-91031 и № 04-02-97255).
УПРОЧНЕНИЕ В ПОТОКЕ СТАНОВ ПРОКАТА БОЛЬШИХ ТОЛЩИН

ДЛЯ УНИКАЛЬНЫХ ИНЖЕНЕРНЫХ СООРУЖЕНИЙ

П.Д. Одесский



ЦНИИСК им. В.А.Кучеренко, Москва

tsniisк @ rambler.ru

К уникальным относим сооружения, в которых должна обеспечиваться наиболее высокая надежность при изготовлении и эксплуатации конструкций из-за их высокого экономического и социального значения, в частности, это сооружения, где одновременно присутствуют большие количества людей – стадионы, здания с большими пролетами, высотные здания и сооружения и т.п. В последние годы подобные объекты постоянно возводятся в нашей стране, в первую очередь в г. Москве.

В таких конструкциях эффективным является применение толстолистового и фасонного проката в больших толщинах (30 мм и выше, вплоть до 125 мм) с повышенной и высокой прочностью (т=350…500 Н/мм2), высоким сопротивлением хрупким разрушениям, в частности, КCV-4035 Дж/см2, Кс*120 МПам при –60оС, температура нулевой пластичности Тнп= -40оС и т.п., а также хорошей свариваемостью, например эквивалентный углерод Сэ0,43%.

В нашей стране имелся значительный опыт производства подобной стали в нормализованном или термическом улучшенном состоянии, например термически улучшенный толстолистовой прокат из стали 10Г2С1 поставлялся с т350 Н/мм2 и с высокой хладостойкостью в толщинах 50…80 мм, листы толщиной до 60 мм поставлялись с т390 Н/мм2 из термически улучшенных сталей, микролегированных ванадием. В настоящее время в большинстве строительных и мостостроительных конструкций используется прокат с т=350…390 Н/мм2 из нормализованных, а, в основном, термически улучшенных многокомпонентных микролегированных сталей с высокой чистотой по вредным примесям марок 15ХСНДА и 10ХСНДА, в последнем случае высокотемпературный отпуск проводится по ускоренным режимам в конвеерной печи. Из стали 10ХСНДА производится прокат толщиной до 60 мм из металла высокой чистоты по вредным примесям (S0,005%; Р0,010%) с т=390 Н/мм2; KCV-6035 Дж/см2; Тнп=-70оС; Кс*=170 МПам при –60оС; z50%.

В последние годы в связи с ростом потребности в прокате больших толщин встал вопрос о промышленных поставках такого проката в потоке станов методами нормализационной или термомеханической прокатки с ускоренным охлаждением (по европейской классификации). Возможность реализации последней схемы упрочнения строительных сталей рассматривалась М.Л. Бернштейном совместно с автором более тридцати лет назад.

Было показано, что в зависимости от химического состава стали, технологии прокатки и последующей обработки можно рассматривать при ситуации по сравнению с термическим улучшением: 1) одновременное повышение прочности и хладостойкости проката (полный эффект ТМО); 2) повышение прочности при некотором снижении пластичности; 3) отсутствие влияния обработки на механические свойства; в этом случае целесообразность ТМО связывалась с экономическими эффектами. В промышленных условиях была реализована схема, обеспечивающая повышение всех механических свойств проката толщиной до 50 мм из стали с нитридным упрочнением; прокат был применён в конструкциях зданий.

В настоящее время для получения проката толщиной до 125 мм включительно в зарубежной практике используются схемы, прежде всего обеспечивающие стандартные требования по прочности, ударной вязкости и Z-свойствам в обязательном сочетании с получением максимальной экономической эффективности. Здесь наблюдается существенная неоднородность свойств по сечению, поэтому необходимо контролировать свойства поверхностных слоёв проката.

Подавление перлитной реакции и растворение углерода

в феррите стали 10Г2ФБ

В.И. Большаков, Г.М. Воробьёв, И.А. Тютерев



Приднепровская государственная академия строительства и архитектуры,

Днепропетровск

Согласно литературным данным, измельчение зерна феррита в стали 10Г2ФБ сопровождается повышением прочностных свойств и снижением порога хладноломкости.

При измельчении зерна феррита в феррито-перлитной структуре до среднего размера порядка 3 мкм при лабораторной горячей деформации стали 10Г2ФБ наблюдалось также многократное снижение протяженности перлитных полос с максимальной длиной не более 6 мкм и уменьшение общего количества перлита по сравнению со структурой готового заводского проката.

Последующий нагрев образцов, подвергнутых лабораторной горячей прокатке со средним размером ферритных зерен порядка 3 мкм, при температуре 950 °С в течение 0,5 часа привел к появлению четко выраженной перлитной полосатости и возрастанию общей площади, занятой перлитными зернами с 7,8 до 23 %.

При этом также уменьшился параметр решетки феррита на 0,00042 нм.

Считая, что количество углерода, находящегося в перлите, пропорционально площади занятой перлитными зернами определили зависимость параметра решетки феррита аф стали 10Г2ФБ от концентрации углерода в твердом растворе внедрения


аф= 0,2868 + 0,00633р,
где р – массовая концентрация углерода в феррите.
Эта формула свидетельствует о сильной зависимости параметра от концентрации углерода, которая близка к формуле С = 0,2866 + 0,00116р, описывающей изменение параметра С тетрагональной элементарной ячейки кристаллической решетки мартенсита от содержании углерода.

Развитие концепции деформационно-термических комплексов ТМО специальных сталей в линиях

сортопрокатных станов

Я.И. Спектор, Ю.В. Артамонов, Ю.В. Яценко, И.Н. Куницкая



УкрНИИспецсталь, Запорожье, Украина,

postmaster@ussi.marka.net.ua; USSI@comint.net

Особенностью производства сортового проката специальных сталей и сплавов является большой объем и разнообразие термообработки с целью создания такого структурного состояния металла, которое обеспечивает, во-первых, технологичность передела (в т. ч. при холодной протяжке, калибровке в металлургии, холодной высадке у потребителя); во-вторых, высокий комплекс физико-механических свойств и качество металла в соответствии с современными стандартами и требованиями передовых фирм стран ЕС, СНГ, США, Японии. Наряду с составом стали, чистотой по газам, вредным примесям и неметаллическим включениям фактор термообработки и микроструктуры определяет надежность и долговечность эксплуатации ответственных деталей машин в важнейших отраслях машиностроения для энергетики, транспорта и связи, авиационно-космической и оборонной техники, химической промышленности, сельского хозяйства.

Перспективным направлением назревшего в последние годы технического перевооружения устаревшего сортопрокатного и термического производства на многих заводах стран СНГ является совмещение в потоке станов процессов деформации и термообработки (исключение отдельного нагрева) и возможность исключения термообработки деталей у потребителя. Все это снижает энергозатраты, что особенно актуально в связи с "газовой проблемой".

Концепция совмещения термообработки и деформации открывает также возможность реализации эффектов термомеханической обработки (ТМО).

Для проката массового назначения (арматура, проволока, лист, рельсы и др.) термомеханическая обработка уже используется на практике. Однако сортопрокатное производство действующих станов заводов спецсталей по температурно-деформационным параметрам технологии не позволяет выпускать сортопрокат с использованием эффектов ТМО, так как не оснащено современными устройствами охлаждения, термообработки в линиях станов; не имеется возможностей в широких интервалах регулировать температурно-временные и скоростные параметры прокатки и ускоренного охлаждения с целью обеспечить заданный "температурный профиль" раската, прутков и бунтов по их сечению и длине на всех этапах прокатки и термообработки. В то же время именно эти факторы обеспечивают структурные эффекты ТМО – измельчение зерна, сохранение дислокационной субструктуры аустенита, оптимальную кинетику и структуру продуктов его превращения при ускоренном охлаждении и последующей термообработке в потоке стана. Кинетика указанных структурных и фазовых превращений определяет выбор температурно-временных параметров прокатки при ТМО. Поскольку она не совпадает с "равновесной" кинетикой превращений, в УкрНИИспецстали накоплен опыт по построению кинетических диаграмм рекристаллизации и фазовых превращений легированного горячедеформированного аустенита в условиях, моделирующих горячую прокатку. Подобные диаграммы, в сочетании с расчетами изменения температуры по сечению сортового проката при ТМО, построены, например, для катанки стали ШХ15 при ТМО на линии "Стилмор" (рис.), сорта сталей типа 18ХГТ и 40Х при ТМО с водяным охлаждением в секционных устройствах. Для многих специальных сталей и сплавов без - превращения построены диаграммы кинетики рекристаллизации аустенита в условиях, моделирующих деформацию и междеформационную паузу при сортовой прокатке.

Рис. Модельная схема структурных и фазовых превращений при ТМО стали ШХ15, совмещенная с кинетическими диаграммами рекристаллизации аустенита (а), выделения карбидной сетки (б) и - превращений аустенита при охлаждении (в): 1 и 2 – кинетические кривые охлаждения, соответственно, при максимальной и минимальной скоростях охлаждения катанки диаметром 8 мм на линии «Стилмор»

С использованием этих данных выполнены, совместно с МИСиС, ЦНИИЧМ, ЦНИИТМАШ и отраслевыми институтами машиностроительной промышленности, опытно-промышленные исследования по влиянию ТМО на свойства и микроструктуру сортового проката подшипниковых, коррозионностойких, легированных конструкционных, инструментальных, буровых, рессорно-пружинных и других специальных сталей в условиях заводов "Днепроспецсталь", "Криворожсталь", "Серп и Молот", Златоустовского им. Серова, Белорецкого и Макеевского комбинатов. В докладе приводятся обобщенные материалы по свойствам опытных партий этих сталей.

Опыт промышленного опробования ТМО, данные о влиянии технологии ТМО на структуру, кинетику фазовых превращений на свойства спецсталей и сплавов позволили обосновать и развить концепцию создания интегрированных в прокатные станы линий термической и термомеханической обработки. Такие линии целесообразно предусмотреть при проектировании новых сортопрокатных станов спецметаллургии. Разработаны исходные материалы для ТЛЗ на проектирование линий ТМО сортового проката специальных сталей: свойства, марочный и профильный сортамент, прогнозируемая потребность по группам сталей и видам проката, технологические схемы и основные параметры деформации, термообработки, ускоренного охлаждения.


НАПРАВЛЕНИЯ ПРАКТИЧЕСКОЙ РЕАЛИЗАЦИИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ

ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ ХАРАКТЕРИСТИК ДЕТАЛЕЙ МАШИН

О.И. Шаврин



ИжГТУ, Ижевск, shavrin@istu.ru

Фундаментальные исследования влияние термомеханической обработки (ТМО) на свойства конструкционных сталей, выполненные, в лаборатории ТМО, под руководством профессора Берштейна М.Л. и исследованные им в лабораториях, в научных организациях России позволили создать достаточно мощную теорию механизма формирования свойств термомеханически обработанных сталей. Получаемый комплекс повышенных величин сопротивления разрушения сталей в различных условиях нагружения делает оптимальным применение ТМО при изготовлении деталей машин.

Для практической реализации ТМО необходимо решать следующие проблемы:

1. Подбор объекта обработки. Он должен удовлетворять ряду требований, в том числе максимальный объем механической обработки в упрочненном состоянии.

2. Подбор метода пластической деформации в цикле ТМО для использования эффекта анизотропности упрочнения.

3. Разработка технологических схем и специального оборудования для осуществления ТМО.

Анализ большого количества объектов производства выявил следующие перспективные, с точки зрения применения ТМО детали:

1. Валки станков холодной прокатки ленты и листовых материалов.

2. Пружинная проволока

3. Пружины горячей навивки.

4. Насосные штанги.

Исследования эффективности и применимости ТМО показали, что наиболее реализуем вариант высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО).

Были разработаны технологии ВТМО для упрочнения валков станков холодной прокатки, охватывающие практически всю номенклатуру валков, используемых на металлургических заводах (диаметры «бочки» от 5 до 250-300мм, длина до 2.5-3.0 м). И стендовые испытания и производственная эксплуатация доказали, что применение ВТМО (в поверхностном и объемном вариантах) увеличивает ресурс работы валков в 2-3 раза, при меньшей стоимости операции, чем обычная термообработка.

Применение ВТМО в производстве пружин возможно по двум механическим схемам:

I – производство пружин из термомеханически упрочненной проволоки;

II – применение принципа ВТМО при производстве пружин горячей навивки.

Первая технологическая схема включает два производственных этапа: производство проволоки с высокотемпературной термомеханической обработкой и изготовление пружин по технологиям, обеспечивающим сохранение высокого комплекса прочностных свойств проволоки.

Производство проволоки на ОАО «Ижсталь» доказало высокую эффективность ВТМО. Прочность проволоки увеличивается на 20-30% (сталь 51ХФА), а долговечность пружин изготовленных из нее в 3-5 раз.

Применение эффекта ВТМО при производстве пружин горячей навивки деформации, как фактора упрочнения. Этот вариант технологии оказывается эффективным только для пружин с определенным индексом жесткости, который обеспечивает необходимую степень пластической деформации.

Технология обеспечивает повышенный ресурс долговечности пружин (в 3-5 раз) и стабильность силовых параметров, что доказано эксплуатацией пружин подвески легковых автомобилей.



Секция 1

«Структурные и фазовые превращения при термической и термомеханической обработке»




ДЕФОРМАЦИЯ ПЕРЛИТА В УДАРНЫХ ВОЛНАХ

В.И. Зельдович, А.Э. Хейфец, Н.Ю.Фролова



Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, zeldovich@imp.uran.ru

Эксперименты были выполнены на стали 40Х (0.37 вес.%С, 1.1 вес.%Cr), имеющей исходную феррито-перлитную структуру. Межпластиночное расстояние в перлите было 0.15-0.20 мкм. Шаровой образец из стали диаметром 40 мм был подвергнут квазисферическому взрывному нагружению. При нагружении сходящимися ударными волнами давление возрастало по мере движения от поверхности образца к центру от 50 до 250 ГПа.

Высокоскоростная ударно-волновая деформация приводит к повышению плотности дислокаций в свободном феррите и феррите перлита, разрушению пластин цементита в перлите и фрагментации получившихся при разрушении осколков. Феррит перлита пластически деформируется (течет) и заполняет промежутки между осколками разрушенных пластин цементита. В участках феррита, которые расположены между соседними осколками пластин, наблюдается дифракционный контраст, свидетельствующий о развороте данных участков относительно соседних областей и о высоких внутренних напряжениях. Микротрещины в местах раскола цементитных пластин, которые бывают при квазистатической деформации, не наблюдаются. Однако места раскола являются потенциальными источниками "микросколов" разрушения. В процессе нагружения в этих местах могли возникать микротрещины (микросколы), которые тут же захлопывались. Захлопнувшиеся микротрещины не исчезают бесследно, и должны оставлять скопления точечных и, возможно, линейных дефектов кристаллической решетки. По такому механизму возникают сцецифические дефекты кристаллической структуры, характерные для высокоскоростной деформации под действием ударных волн. При разрушении пластин цементита длина осколков варьирует в широких пределах: от 35 нм до 1.5 мкм. Обычно все плоскости разрушения параллельны, при этом осколки смещаются закономерно, в одну сторону. Следовательно, деформация происходит сдвигом и приводит к сколу цементитных пластин. При этом расстояние между осколками увеличивается, значит, кроме сдвига, происходит растяжение вдоль направления исходных пластин. Иногда толщина осколков изменяется вдоль бывшей цементитной пластины. Это указывает на то, что осколки поворачиваются вокруг продольного направления. Расчет деформаций, выполненный на отдельных участках (размером 2-3 мкм) перлитной структуры с разрушенными пластинами цементита, показал, что средняя величина относительного сдвига составляет 0.2, деформация растяжения изменяется на разных участках от 0.2 до 0.5, деформация кручения составляет ~25 градусов на 1 мкм. Величина среднего смещения осколков равна ~60 нм. Оценка скорости деформации в местах ее локализации дала порядок величины 104-105 с1. Участки перлитной структуры, испытавшие значительную локальную деформацию, соседствуют со слабо деформированными участками. Размер деформированных участков составляет примерно 3 мкм.

Работа выполнена по программе фундаментальных исследований Президиума РАН на 2006 г. "Исследования вещества в экстремальных условиях".



ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ МАРГАНЦА НА РАСТВОРЕНИЕ

И ВЫДЕЛЕНИЕ СУЛЬФИДОВ ПРИ ТЕРМООБРАБОТКЕ

КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

И.Л. Яковлева, Д.А. Мирзаев, О.К. Токовой, Е.А. Фоминых



Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург

Южно-Уральский государственный университет, Челябинск

phym@imp.uran.ru

В работах В.Д. Садовского было показано, что в стали 18Х2Н4МА сульфиды марганца могут выделяться после нагрева до 12501300С в виде частиц различной морфологии. В предлагаемой работе исследована сталь 40ХГМ, содержание марганца в которой составляло около 0,8%, что существенно больше, чем в стали 18Х2Н4МА (0,35%). Это различие в концентрации марганца оказывает решающее влияние на поведение сульфидов. Термодинамический анализ растворения сульфидов в аустените показал, что нагрев стали 18Х2Н4МА, содержащей 0,35% Mn и 0,005% S до 1250С приводил к полному растворению сульфидов. В стали 40ХГМ, содержащей 0,8% Mn и 0,005% S, нагрев до 1300С вызывает лишь частичное растворение сульфидов: только 0,002 из 0,005% S переходит в твердый раствор. Вследствие этого в стали 40ХГМ не обнаружено такого охрупчивания, какое наблюдали в стали 18Х2Н4МА. Показано, что нагрев стали 40ХГМ до 1250С с последующим переносом образцов на 8001100С почти не влияет на ударную вязкость. Небольшой максимум ударной вязкости наблюдается после нагрева стали на 1300С с последующим переносом на 1050С.

В результате растрового электронно-микроскопического анализа установлено, что в стали 40ХГМ происходит частичное растворение сульфидов при нагреве и последующее их неполное выделение по границам зерен в виде плён или цепочки частиц. В объёме зерна присутствуют сульфиды в виде стержней или строчечных выделений. По полноте и форме выделения сульфидов в стали 40ХГМ существенно отличаются от сульфидов в стали 18Х2Н4МА.

Таким образом, эффекты сульфидного охрупчивания существенно зависят от концентрации марганца в стали.


Литература:

Мирзаев Д.А., Токовой О.К., Воробьев Н.И., Яковлева И.Л. Влияние длительного отжига при противофлокенной обработке на структуру и ударную вязкость стали 40ХГМ // ФММ. 2006. Т.101. № 3. С. 301-305.



Управление структурой и кристаллографической текстурой листовой cтали 08Ю при

рекристаллизационном отжиге

В.В. Шкатов, Е.В. Иванников, В.В. Шкатов



Липецкий государственный технический университет, shkatov@mail.ru

При производстве тонкого высококачественного листа для холодной штамповки из раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей одним из эффективных путей повышения качества листа является целенаправленное управление его структурообразованием при рекристаллизационном отжиге на основе математических моделей процессов.

Для прогнозирования структурных и фазовых превращений холоднокатаных полос из раскисленной алюминием низкоуглеродистой стали 08Ю при рекристаллизационном отжиге разработаны математические модели кинетики возврата, выделения нитрида алюминия AlN, рекристаллизации деформированного феррита и роста зерна феррита. Модели программно реализованы в среде Delphi.

Алгоритмы прогноза учитывают специфические особенности кинетики рекристаллизации раскисленной алюминием стали 08Ю, связанные с наложением процессов выделения нитрида алюминия на процесс рекристаллизации. Образовавшиеся дисперсные частицы AlN задерживают формирование центров рекристаллизации и их рост. При достижении силы торможения дисперсными частицами значения движущей силы рекристаллизации на кинетической кривой рекристаллизации фиксируется площадка (скорость рекристаллизации становится равной нулю). При увеличении времени отжига и температуры, дальнейшее развитие рекристаллизации происходит по иному кинетическому закону (с меньшей скоростью).

Выполненные с использованием моделей расчеты показали, что при отжиге в колпаковой печи доля рекристаллизации до площадки на кинетической кривой рекристаллизации может изменяться от 0 до 100% в зависимости от содержанием азота и алюминия в твердом растворе перед рекристаллизационным отжигом, скорости нагрева в интервале температур выделения AlN и рекристаллизации феррита (450-650С), суммарного обжатия при холодной прокатке. Экспериментально установлено, что соотношение между типами рекристаллизации (до площадки на кривой рекристаллизации - тип 1 и после площадки – тип 2) в значительной степени определяет кристаллографическую текстуру листа – чем раньше происходит торможение рекристаллизации (меньше доля рекристаллизации первого типа), тем выше полюсная плотность компоненты {111} , благоприятной для штамповки готового листа.

Расчетами на моделях изучено влияние химического состава стали, размера зерна феррита перед холодной прокаткой, суммарного обжатия при холодной прокатке, режима рекристаллизационного отжига в колпаковой печи на температурно-временные параметры рекристаллизации стали, структуру, кристаллографическую текстуру и механические свойства отожженного металла. Выявлены главные технологические факторы, определяющие потребительские свойства готового листа. Предложены принципы назначения режима рекристаллизационного отжига в колпаковой печи для стабильного получения листа высших категорий вытяжки.



СТРУКТУРА И СВОЙСТВА магнитомягких аморфных СПЛАВОВ

ПОСЛЕ термомеханической и термомагнитнОЙ обработОк

Н.В. Дмитриева, В.А. Лукшина, Н.И. Носкова, А.П. Потапов, В.В. Шулика



Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, noskova@imp.uran.ru

Для аморфного сплава Fe5Co72Si15B8 установлена связь структурного состояния с эффективностью наведения магнитной анизотропии при термомеханической обработке, с ее термической стабильностью. Показано, что в процессе термомеханической обработки при 290оС аморфной ленты сразу после ее получения формируются структурные неоднородности в процессе этой обработки, что приводит к низкому значению константы индуцированной магнитной анизотропии, малой ее термической стабильности. Вовлечение в процесс наведения магнитной анизотропии структурных неоднородностей, возникающих при отжиге 350÷430оС, увеличивает эффективность последующей термомеханической обработки при 290оС и приводит к большей термической стабильности константы индуцированной магнитной анизотропии.

Изучено влияние структурного состояния аморфных сплавов Fe5Co70Si15B10, Fe60Co20Si5B15, Co81,5Mo9,5Zr9 на их магнитные характеристики при разных условиях нанокристаллизации. Обнаружено влияние постоянного магнитного поля при термомагнитной обработке на процессы структурообразования на начальных стадиях расстекловывания аморфных сплавов. Установлена связь особенностей тонкой структуры исследованных расстекловывающихся аморфных сплавов с величиной поля смещения петли гистерезиса. Развиты физические представления о механизме возникновения смещенных петель гистерезиса в аморфных сплавах.

Исследовано влияние температуры отжига, скорости охлаждения, частоты магнитного поля при термомагнитной обработке на магнитные параметры нанокристаллических сплавов Fe73,5-xCoxCu1Nb3Si13,5B9 (х=0, 10, 20, 30). Обнаружено, что термомагнитная обработка в постоянном магнитном поле в нанокристаллических сплавах, содержащих Со, приводит к смещению петли гистерезиса. С повышением содержания Со в сплаве поле смещения петли гистерезиса увеличивается, что, по-видимому, связано с выделением кластеров α-Со, β-Со и нанофаз (Fе,Со)3Si, (Fe,Co)2B, направление намагниченности в которых определяется направлением магнитного поля при термомагнитной обработке.

Дестабилизация доменной структуры нанокристаллических сплавов

Fe73,5-xCoxCu1Nb3Si13,5B9, (х=10,20,30) позволяет получить ферромагнетик с симметричными петлями гистерезиса и улучшенными магнитными характеристиками.

Новые модифицированные материалы могут быть использованы в особо чувствительных датчиках.
Работа выполнена по проекту ОФН РАН №5, интеграционному проекту с СО РАН №34, а также при финансовой поддержке РФФИ –гран № 04-02-17674.

Трехмерная модель структуры 7-слойного

мартенсита в NiAl

В.С. Крапошин, Нгуен Ван Тхуан



МГТУ им. Н.Э. Баумана, Москва

В рамках аппарата алгебраической геометрии мартенситное превращение ОЦК-фазы в ГП-фазу описано как взаимная трансформация координационных полиэдров кубической и гексагональной структур через промежуточную подструктуру кристаллической ω-фазы. Модель удовлетворительно описывает экспериментально наблюдавшиеся ориентационные соотношения и плоскости габитуса в титане и цирконии, а также в сплавах с эффектом памяти формы. В рамках такого описания март енситы любой слойности, наблюдаемые в сплавах на основе NiAl, можно описать чередованием слоев гексагональных фрагментов структуры ω-фазы и ромбоэдрических фрагментов исходной ОЦК β-фазы. Таким образом синтезирована элементарная ячейка мартенсита 7R в сплавах Ni-37 ат.% Al c параметрами a=0,419 нм, b=0,264 нм, c=1,429 нм, β=94,70, что хорошо согласуется с экспериментальными данными.



ЛОКАЛИЗАЦИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА ПРИ РАВНОКАНАЛЬНОМ

УГЛОВОМ ПРЕССОВАНИИ

И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, И. Караман1



Сибирский физико-технический институт, Томск, kireeva@tsu.ru

1Техасский университет, Колледж-Стейшен, США

На монокристаллах стали Гадфильда методами электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа исследовано образование полос локализованной деформации после одного прохода при равноканальном угловом (РКУ) прессовании. Образцы монокристаллов стали Гадфильда для РКУ прессования имели форму параллелепипеда размером 15х15х50мм3, огранка которых была вырезана таким образом, что плоскость сдвига в одних кристаллах была ориентирована для деформации сдвига скольжением по одной системе (111)<110>, а в других для деформации сдвига двойникованием по одной системе (111)<211>. Сдвиговая деформация после РКУ прессования составляла 120%.

Рентгеновские и электронномикроскопические исследования плоскостей огранок кристаллов до и после РКУ прессования показали, что при РКУ прессовании монокристаллов стали Гадфильда ориентация кристаллов не изменяется. Следовательно, при РКУ прессовании монокристаллов стали Гадфильда происходит только сдвиговая деформация.

Электронномикроскопические исследования дислокационной структуры проведены по трем сечениям: на плоскости течения F, продольной плоскости L и плоскости сдвига S. Установлено, что независимо от ориентации кристаллов в результате сдвиговой деформации при РКУ прессовании в монокристаллах стали Гадфильда развивается ячеистая дислокационная структура, на фоне которой наблюдаются двойникование и полосы локализованной деформации различной природы. Отмечено, что распределение двойников и полос локализованной деформации по кристаллу неоднородно и объемная доля их зависит от ориентации кристалла.

В кристаллах, ориентированных для деформации сдвига скольжением по системе (111)<110> полосы локализованной деформации наблюдаются во всех исследованных сечениях: F, L, S. Полосы локализованной деформации наблюдаются двух типов. Первый тип полос содержат двойники, длина которых ограничена размерами полосы. Плоскость габитуса этих полос отклонена от {111} на 3-50. Следовательно, эти полосы носят некристаллографический характер и являются макрополосами локализованного сдвига. Второй тип полос содержит внутри высокую плотность дислокаций. Плоскость габитуса этих полос отклонена от {111} на 550. Следовательно, эти полосы являются полосами сброса.

В кристаллах стали Гадфильда, ориентированных для деформации сдвига двойникованием по системе (111)<211> во всех трех сечениях F, L, S развивается двойникование, объемная доля которого превышает объемную долю двойников в кристаллах, ориентированных для деформации сдвига скольжением по системе (111)<110>. Полосы локализованной деформации двух типов обнаружены только на плоскости F. Следовательно, механическое двойникование подавляет локализацию деформации и способствует развитию стабильного пластического течения.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ 06-08-00151а

О механизме рекристаллизации аустенита при

многопроходной горячей прокатке специальных сталей

И.Н. Куницкая, Я.И. Спектор, Ю.В. Яценко



УкрНИИспецсталь, Запорожье, Украина,

postmaster@ussi.marka.net.ua

При рассмотрении особенностей механизма рекристаллизации аустенита специальных сталей при горячей многопроходной прокатке следует учитывать многообразие процессов структурных изменений, которые происходят непосредственно в очаге деформации и при после (меж)деформационной паузе. Развитие представлений о процессах, сопровождающих высокотемпературную прокатку: горячий наклеп, динамическая, постдинамическая, статическая рекристаллизация, является особенно актуальным, принимая во внимание более замедленную кинетику указанных структурных изменений в высоколегированных сталях в сравнении с низколегированными.

На основании выполненных ранее работ по моделированию процесса промышленной прокатки, построенным диаграммам кинетики рекристаллизации, а также в результате последних проведенных экспериментов, направленных на разделение процессов образования структуры в очаге и после деформации, выявлены следующие особенности механизма рекристаллизации коррозионностойкой аустенитной стали 10Х17Н13М2Т.

При обычно используемых режимах прокатки со степенью деформации 15-25% за один проход и температурах 1000-12000С рекристаллизация осуществляется несколькими этапами. Образованием зубчатости границ исходных зерен вследствие накопления наибольшей неоднородности и повышенной плотности дислокаций в этих местах непосредственно при приложении нагрузки (в очаге деформации). Дальнейшее развитие рекристаллизации быстрым формированием зародышей рекристаллизации в местах зубчатости и исходном зерне. Последующая последеформационная выдержка характеризуется прохождением постдинамической и статической рекристаллизации. Постдинамическая рекристаллизация осуществляется вследствие роста динамически рекристаллизованных зерен с полностью или частично сформированными большеугловыми границами. Одновременно в других нерекристаллизованных участках исходного зерна разупрочнение происходит по механизму статической рекристаллизации in situ. Выше отмеченные процессы постдинамической и статической рекристаллизации являются конкурирующими и эта особенность механизма рекристаллизации, в исследованном интервале температур 1000-1150 0С, подтверждается, с одной стороны, увеличением степени рекристаллизованной структуры – выявляются новые зерна с четкими и не полностью оформившимися границами, с другой, увеличением размера рекристаллизованных зерен. Причем формирование структуры по механизму статической рекристаллизации осуществляется преимущественно при более низких температурах исследуемого интервала прокатки. Параллельное развитие постдинамической и статической рекристаллизации объясняется торможением динамической рекристаллизации при снижении температуры.

При многопроходной прокатке рекристаллизация проходит также по механизму динамической, постдинамической и статической рекристаллизации. В производственных условиях при высокотемпературной многопроходной прокатке разупрочнение происходит в основном по механизму динамической рекристаллизации т. к. длительность междеформационных пауз невелика.

Таким образом, механизм рекристаллизации при высокотемпературной прокатке стали 10Х17Н13М2Т может быть представлен как процесс динамического образования зубчатости зерен, новых динамически рекристаллизованных зерен, постдинамической и статической рекристаллизации с преобладанием степени динамически рекристаллизованной структуры при повышении температуры деформации. Например, при сравнительно одинаковых выдержках (100 сек) после однопроходной прокатки образцов (полоса толщиной 19 мм), степень рекристаллизации при 1150 0С увеличивается приблизительно в 2 раза (с 30 до 65 %), при 1100 0С – в 7 раз (с 6 до 42 %), при 1050 0С – в 3 раза (с 2 до 6 %). Моделирование многопроходной прокатки с междеформационными паузами 20-60 сек показало, что основным в процессе разупрочнения является механизм динамической рекристаллизации. В докладе рассмотрено развитие рекристаллизационных процессов за счет образования различных структур аустенита под влиянием температуры по сечению образцов.



структура меди после динамического канально-

углового прессования

И.В. Хомская1, В.И. Зельдович1, Н.Ю. Фролова1,

А.Э. Хейфец1, Е.В. Шорохов2, И.Н. Жгилев2

1Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, khomskaya@imp.uran.ru

2Российский Федеральный ядерный центр–ВНИИТФ, Снежинск

Для проведения интенсивной пластической деформации массивных металлических материалов в РФЯЦ-ВНИИТФ был разработан метод динамического канально-углового прессования с использованием энергии взрывчатых веществ.

Методами металлографии и дифракционной электронной микроскопии были изучены структурные изменения в образцах меди марки М1, подвергнутых динамическому канально-угловому прессованию. Деформация осуществлялась с помощью техники ударного нагружения и заключалось в продавливании заготовок через один или несколько каналов, расположенных под углом друг к другу. Скорость заготовки до попадания в первый канал была 280-400 м/c. Давление в образцах составляло 3-7 ГПа.

В исходном состоянии медь имела полиэдрическую структуру со средним размером зерен ~100 мкм. Зерна содержали большое количество двойников отжига. Структура меди изменялась под действием одновременного влияния высокоскоростной деформации и повышения температуры. По мере увеличения степени деформации, при последовательном прохождении каждого канала, наблюдали образование во всем объеме образцов ячеистой дислокационной структуры, систем микродвойников, формирование субзеренной структуры; и в отдельных участках образцов области сильного локализованного течения. Ячеистая дислокационная структура с размером ячеек от 0,2 до 0,5 мкм сформировалась в образцах, в основном, под действием высокоскоростной деформации. Степень деформации, оцененная по удлинению элементов структуры, составляет ~30-40%. Стенки дислокационных ячеек имели размытый, нечеткий вид, поскольку в них под действием динамического нагружения, образовались сложные дислокационные структуры. В зонах образцов, претерпевших более интенсивное воздействие (степень деформации составляет ~60-80%), наблюдали двойники деформации толщиной 0,02-0,1 мкм и субзерна с поперечными размероми 0,2-0,5 мкм. Двойники имеют фрагментированную внутреннюю структуру, возникновение которой обусловлено действием высоких локальных напряжений. Субзерена имеют повышенную плотность дислокаций. В некоторых зонах образцов наблюдали области струйного течения и участки с элементами турбулентного (вихревого) локализованного течения. По мере увеличения интенсивности воздействия и, следовательно, значительного повышения температуры возникали участки, содержащие новые рекристаллизованные зерна. Вследствие кратковременности воздействия новые зерна не вырастали до размеров, превышающих 0,1-0,6 мкм.

Работа выполнена по программе фундаментальных исследований Президиума РАН на 2006г. "Исследования вещества в экстремальных условиях".

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПЛОТНЫХ МАТЕРИАЛОВ

ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКОЙ ПОРИСТЫХ ЗАГОТОВОК

НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗНЫХ ПОРОШКОВ


страница 1 страница 2 ... страница 8 страница 9
скачать файл

Смотрите также:
В. М. Счастливцев, Ю. В. Калетина, Е. А. Фокина
1294.84kb. 9 стр.

© kabobo.ru, 2017