НАЦІОНАЛЬНА МЕТАЛУРГІЙНА АКАДЕМІЯ УКРАЇНИ

МІНІСТЕРСТВО ОСВІТИ І НАУКИ УКРАЇНИ

Вакуленко Ігор Олексійович

УДК 669.017:669.15–194.018.26:539.4(043)

Структуроутворення та деформаційне

зміцнення при пластичній деформації вуглецевих сталей

Спеціальність 05.16.01

”Металознавство та термічна обробка металів”

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

доктора технічних наук

Дніпропетровськ

2003

Дисертацією є рукопис

Робота виконана в Інституті чорної металургії ім. З.І.Некрасова Національної академії наук України, м. Дніпропетровськ

Науковий консультант:

доктор технічних наук, доцент Левченко Геннадій Васильович, Інститут чорної металургії ім. З.І.Некрасова Національної академії наук України, завідувач відділом структуроутворення і властивостей чорних металів

Офіційні опоненти:

доктор технічних наук, професор Большаков Володимир Іванович, Придніпровська державна академія будівництва й архітектури Міністерства освіти і науки України, м. Дніпропетровськ, ректор

доктор технічних наук, професор Спиридонова Ірина Михайлівна, Дніпропетровський національний університет Міністерства освіти і науки України, професор кафедри металофізики

доктор технічних наук, професор Горбатенко Володимир Петрович, Донецький національний технічний університет Міністерства освіти і науки України, професор кафедри фізичного матеріалознавства

Провідна установа: Інститут металофізики ім. Г. В. Курдюмова Національної академії наук України, відділ фізики міцності і руйнування, м. Київ

Захист відбудеться ”_10 ” лютого 2004 р. о _1230 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 08.084.02 Національної металургійної академії України за адресою: 49600, Дніпропетровськ, пр. Гагаріна, 4.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Національної металургійної академії України за адресою: 49600, Дніпропетровськ, пр. Гагаріна, 4.

Автореферат розісланий ”26” грудня 2003 р.

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради Д 08.084.02 Должанський А.М.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Більшість виробів з чорних металів одержують пластичним деформуванням, яке є основною формотворною операцією. Не зважаючи на те, що механізми зміцнення сталі при досить великих ступенях деформації достатньо відомі, деформаційне зміцнення на стадії зародження й поширення деформації та його вплив на процеси формування чарункової дислокаційної структури на сьогодні практично не вивчено. Відсутність таких даних не давала змоги пояснити, яким чином відбуваються структурні зміни у вуглецевих сталях з різним структурним станом при великих ступенях деформації та за рахунок чого досягається комплекс їх властивостей. Це стримувало подальший розвиток теорії і технології одержання сталевих виробів з певним рівнем властивостей, зокрема, високоміцних, які потрібні для багатьох галузей промисловості. Отже, розвиток теорії структуроутворення в процесі деформування на основі пояснення механізму деформаційного зміцнення, формування та видозмін дислокаційних чарункових структур вуглецевих сталей з різним структурним станом є актуальною проблемою.

Зв’язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Робота виконувалася в Інституті чорної металургії ім.З.І.Некрасова HAH України згідно з Постановою Держбуду CPCP, ДКНТ та Держплану CPCP від 31.12.80p., № 233/591/270 (ДР 01850021604, 01880074733, 01880093245, 01900030088), а також за пошуковою, відомчою та госпдоговірною тематикою Інституту (ДР , 0193U003582, 0100U002954, 0101U005028, UA01014268P, 0193U003549).

Мета і задачі дослідження. Метою досліджень є рішення важливої наукової проблеми - розвиток теорії структуроутворення в процесі деформування на основі пояснення механізму деформаційного зміцнення, формування та видозмін дислокаційних чарункових структур вуглецевих сталей з різним структурним станом, що необхідно для розробки технологій і технічних рішень, спрямованих на досягнення високого комплексу властивостей прокату.

Для досягнення поставленої мети вирішено наступні задачі:–

проаналізовано закономірності, які описують процеси зародження і поширення пластичної течії в сталях у залежності від розміру зерна фериту й об’ємної частки цементиту при різних температурно-швидкісних параметрах навантаження;–

вивчено залежність характеристик деформаційного зміцнення від розміру зерна фериту, морфології і дисперсності цементиту вуглецевих сталей; –

вивчено залежності енергії активації пластичної течії і щільності рухливих дислокацій від розміру зерна фериту й об’ємної частки цементиту вуглецевої сталі;–

досліджено залежності напруги необоротного руху дислокацій, границі текучості, характеристик деформаційного зміцнення від відстані між мартенситними ділянками, їхньої об’ємної частки в сталях з ферито-мартенситними структурами;–

вивчено залежності параметрів деформаційного зміцнення, розвитку процесів формування дислокаційної чарункової структури від величини попередньої деформації при реверсивному навантаженні;–

досліджено залежність властивостей вуглецевої сталі при підвищених температурах (до 7000C) реверсивного деформування;–

на підставі пояснення характеру процесів деформаційного зміцнення при холодній пластичній деформації від структурних характеристик вуглецевих сталей, розроблено, випробувано та впроваджено в умовах металургійних підприємств технології одержання холоднотягнутого арматурного дроту й арматури, диференційованих за рівнями міцності, призначених для виготовлення залізобетонних виробів.

Об’єкт дослідження. Процеси структурних змін у вуглецевих сталях при різних температурно-швидкісних параметрах й видах деформування.

Предмет дослідження. Закономірності процесів зародження пластичної деформації і пов’язаний з ними механізм деформаційного зміцнення в залежності від структурних характеристик вуглецевої сталі.

Методи дослідження. Структурні зміни у вуглецевих сталях вивчено за допомогою методів електронно- і мікроструктурного аналізів; щільність дислокацій, їхній розподіл і кристалографічні параметри деформування визначали за допомогою методів рентгеноструктурного аналізу, замірювання мікротвердості, вивчення акустичної емісії. Характеристики деформаційного зміцнення і механічні властивості визначено з аналізу кривої деформації та за допомогою стандартних методів випробувань.

Наукова новизна отриманих результатів. Наукову новизну мають перераховані результати досліджень, вперше одержані в дисертації.

1. Уперше на підставі аналізу залежності напруги необоротного руху дислокацій від структурних складових вуглецевої сталі показана залежність рівня пластичних характеристик від механізму формування дислокаційної чарункової структури металу з різним структурним станом.

Розробка відрізняється врахуванням напруги необоротного руху дислокацій при поясненні механізму структурних змін при деформації. Наведене у роботі роз’яснення впливу зміцнення при зародженні пластичної деформації на процеси формування дислокаційної чарункової структури дає змогу подальшого удосконалення технології обробки прокату.

2. Уперше встановлено, що щільність рухливих дислокацій, яка необхідна для початку розвитку пластичної деформації, залежить від параметрів деформаційного зміцнення і структурних характеристик металу.

Розробка відрізняється врахуванням впливу рухливих дислокацій на деформаційне зміцнення та пов’язаний з цим рівень пластичних властивостей

вуглецевих сталей. Оцінка щільності рухливих дислокацій, їх розподіл при зародженні пластичної деформації дозволяє пояснити поведінку металу на різних етапах деформування, що вкрай необхідно знати при розробці технологій обробки металевого прокату.

3. Уперше показано, що екстремальна залежність границі текучості з ростом об’ємної частки мартенситу в низьковуглецевій сталі обумовлена збагаченням приграничних об’ємів зерен фериту рухливими дислокаціями.

Розробка відрізняється тим, що при аналізі зниження границі текучості в низьковуглецевих сталях з ферито-мартенситними структурами враховується вплив щільності рухливих дислокацій. Це дає змогу розробити нові способи одержання сталей з багатофазними ферито-цементито-мартенситними структурами, які мають підвищені пластичні властивості.

4. Уперше встановлено, що для середньо- і високовуглецевих сталей максимальне зниження напруги течії при зміні знаку навантаження обумовлено змінами дислокаційної чарункової структури, сформованої при попередньому навантаженні.

Розробка відрізняється врахуванням залежності максимального зниження границі течії при знакозмінному навантаженні від субструктурних змін внутрішньої будови вуглецевих сталей. Це дає змогу розробити технологію атермічного знеміцнення холоднодеформованої сталі.

5. Уперше показано, що зміна знаку навантаження вуглецевих сталей супроводжується пригніченням процесів динамічного деформаційного старіння (ДДС) при температурах до 3000C й зростанням пластичних властивостей при температурах деформування до Ас1.

Розробка відрізняється врахуванням впливу процесів деформаційного зміцнення при підвищених температурах знакозмінного деформування на комплекс властивостей вуглецевих сталей, що дає змогу забезпечити підвищений рівень пластичних властивостей сталі.

6. Уперше встановлено, що розвиток пластично нестабільної деформації у вуглецевій сталі зумовлений її здатністю до деформаційного зміцнення.

Розробка відрізняється врахуванням впливу структурних та температурно-швидкісних параметрів деформування на розвиток пластично нестабільної деформації та пов’язаний з нею рівень пластичних властивостей вуглецевих сталей. Ці дані потрібні для визначення умов гальмування розвитку пластично нестабільної деформації та підвищення пластичних властивостей сталі при низьких температурах.

7. Уперше дане пояснення механізму атермічного знеміцнення холоднодеформованої сталі з розвиненою чарунковою структурою після великих пластичних деформацій.

Розробка відрізняється врахуванням впливу змін у чарунковій дислокаційній структурі холоднодеформованого на великі ступені металу після його знакозмінного навантаження на рівень властивостей. Це дає можливість без відпалу забезпечити знижений рівень зміцнення сталі та підвищити її пластичні властивості.

8. Одержали подальший розвиток уявлення стосовно залежності процесів збірної рекристалізації фериту вуглецевої сталі від розміру глобулів цементиту.

Отримані у роботі новітні дані відрізняються від відомих урахуванням циклічної зміни процесів розчинення глобулів у середині зерен фериту та укрупнення тих, що розташовані на границях зерен, що дає змогу зрозуміти причини та використати явище незмінності феритної структури при підвищених температурах деформування вуглецевих сталей.

Практична цінність отриманих результатів. Вивчення закономірностей структуроутворення при пластичній деформації і впливу їх на деформаційне зміцнення сталей дало змогу:–

розробити технологічний процес і освоїти виробництво холоднотягнутого профільованого арматурного дроту (для виготовлення залізобетонних виробів) з міцностними властивостями 600 і 800 Н/мм2, що виготовляється з термозміцненої катанки (акти використання від 14.12.88 p., 11.03.2003р., 19.05.2003р.);–

розробити і випробувати технологію виробництва високоміцної арматури діаметром 6,0-5,0 мм зі сталей ЗОХГС2 і ЗЗХГС із міцністю 1800-1900 Н/мм2 (акт використання від 11.03.2003 p.);–

розробити міжгалузеві технічні умови на термічно зміцнену катанку (ТУ 14-15-161-87, зміна 1 (1989), ТУ 14-228-2-84, зміна 1 (1986)) і арматурний дріт (ТУ 14-4-1322-85, ТУ 14-4-1322-89) (акти використання від 11.03.2003 p., 19.05.2003р.);–

розробити технологію атермічного знеміцнення холоднокатаного низьковуглецевого прокату; спосіб прискорення процесів сфероїдизації і коалесценції цементиту вуглецевих сталей (звіт НДР ДР 01850029910, А.с. СРСР 1421780, 1765205);–

розробити спосіб визначення положення границі між областями переривчастої течії й однорідного деформаційного зміцнення при деформації металів (пат. РФ, MKI 6В 2IB 1/00);–

дати рекомендації з поліпшення якості гарячекатаного відпаленого низьковуглецевого тонколистового прокату (звіт НДР ДР 0100U002954);–

розробити проект державних стандартів ”Прокат сталевий. Метод визначення показника деформаційного зміцнення металу” і ”Прокат сталевий. Метод визначення показника термічного зміцнення металу” (довідка від 18.05.2003 p.);–

одержати економію металу від застосування дротової арматури при виготовленні залізобетонних виробів за оцінками ВНДІМетизу та НДІЗБу до 25 кг/т дроту (довідки від 23.10.1986 p., 17.12.1984 р.).

Особистий внесок автора. У дисертації не використані ідеї співавторів. При проведенні досліджень, результати яких опубліковані у співавторстві, автором дисертації здійснені розробки теоретичних положень, обробка результатів, аналіз і узагальнення результатів експериментів, розробка технічних рішень та їх впровадження у промисловість. Всі експериментальні дослідження проведені за участю автора дисертації.

Особистий внесок автора в роботах, опублікованих у співавторстві:

[1, 2, 4, 14, 20, З0, 37, 49, 52, 54, 56, 58, 60 - 62] – вивчення впливу структурних параметрів сталі на властивості і деформаційне зміцнення ; [5, 15, 21, 22, 26] – дослідження впливу об’ємної частки цементиту на збірну рекристалізацію фериту; [3, 6, 17, 50] – вивчення впливу об’ємної частки мартенситу на властивості сталі; [7, 9, 13, 16, 28, 36, 44, 59] – дослідження впливу ступеня холодної деформації на властивості сталі; [8, 11,31] – вивчення залежності напруги необоротного руху дислокацій від розміру зерна фериту;
[10, 12, 23, 24, 27, 32, 33, 35, 39, 40, 45, 46, 51, 53, 57] – дослідження властивостей сталі при реверсивному деформуванні; [18, 19, 34] – вивчення залежності розвитку пластично нестабільної деформації від структури сталі; [25, 38, 41, 42, 43, 48] – дослідження зміни характеристик акустичної емісії і швидкості звуку в металі від розміру зерна; [63–65, 72] – визначення та використання залежності властивостей від структурних змін в металі; [66]– визначення та використання залежності об’ємної частки аустеніту від тривалості витримки металу у (? + г) – ?нтервалі температур; [67–69, 71] – аналіз впливу ступеня пластичної деформації на властивості сталі; [73] – визначення та використання залежності інтенсивності імпульсів акустичної емісії від ступеня деформації Людерса; [74] – визначення та використання впливу температури кінця прискореного охолодження на властивості сталі.

Апробація роботи. Матеріали роботи повідомлені й обговорені на науково–технічних конференціях і семінарах:

Республіканські наукові конференції ”Субструктурне зміцнення металів” (Київ, 1984, 1987); VI Всесоюзній нараді з взаємодії між дислокаціями й атомами домішок та властивостями сплавів” (Тула, 1985); Всесоюзних науково–технічних конференціях ”Підвищення якості металопрокату шляхом термічної і термомеханічної обробки” (Дніпропетровськ, 1985, 1988); Всесоюзній науково–технічній конференції –”Проблеми підвищення якості металопродукції за основними переробами чорної металургії” (Дніпропетровськ, 1989); Всесоюзній конференції з мартенситних перетворень у твердому тілі (Косов, 1991); Міжнародних конференціях ”Іспитове устаткування для експериментальних досліджень механічних властивостей матеріалів і конструкцій” (Москва, 1989); ”XIII загальнодержавні дні термічної обробки” (Братислава, Стара Лєсна, 1990); VIl Міжнародному конгресі з термічної обробки матеріалів (Москва, 1990); Національному конгресі з металознавства і термічної обробки (Болгарія, Варна, 1991); Eigth International Conference on Fracture (ICF8) (Kiev, 1993); II Міжнародній конференції ІСМВ’93 (Дніпропетровськ, 1993); ОТТОМ–3, 4 (Харків, 2002; 2003); VI Міжнародній конференції ”Теоретичні проблеми прокатного виробництва” (Дніпропетровськ, 2002); ”Science for Materials in the Frontier of Centuries: Advantage and Challenges” (Kiev, 2002); Научно–технічних семінарах ”Пластичність і деформівність при обробці металів тиском” (Міас, 1986); ”Підвищення експлуатаційних властивостей сталевого дроту” (Магнітогорськ, 1988); ”Злам і крихкість конструкційних сталей” (Київ, 1990); ”Нові сталі і сплави, режими їхньої термічної обробки (Ленінград, 1991); ”Проблеми сучасного матеріалознавства” (Дніпропетровськ, 2001, 2002, 2003); ”Проблеми механіки гірничо–металургійного комплексу” (Дніпропетровськ, 2002).

Публікації. Результати дисертації опубліковані в 62 статтях у фахових виданнях, одержаних 10 авторських свідоцтвах CPCP на винахід, 3 патентах Росії й України.

Структура й обсяг роботи. Дисертація складається з вступу, семи розділів, висновків, списку використаних джерел з 440 найменувань і додатків. Дисертація викладена на 390 сторінках, з них 222 сторінки основного тексту, містить 141 рисунок, 20 таблиць і 14 додатків.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі розкрито актуальність роботи, обґрунтовано мету, сформульовано завдання дослідження, наукову новизну і практичне значення роботи.

У першому розділі приводиться аналіз сучасних досягнень в області пояснення залежності процесів деформаційного зміцнення від структурних характеристик сталей. З огляду на те, що ефективним способом зміцнення є холодна пластична деформація, роботи В. H. Гриднєва, Ю. Я. Мешкова, M. Л. Бернштейна, О. О. Баранова й ін. мають важливе значення при вивченні процесів структуроутворення і комплексу властивостей сталі, що досягаються при цьому. Під керівництвом академіка K.Ф. Стародубова у роботах В. Бабича, І.Є. Долженкова, Ю.П. Гуля проведено аналіз впливу процесів деформаційного старіння, а в роботах В. І. Большакова, В. В. Парусова, В.O. Пирогова, Л.M. Дейнеко й ін. – структурних змін при різних термічних обробках на комплекс властивостей сталі.

Однак, у порівнянні з досить повно вивченою поведінкою металу при великих пластичних деформаціях, коли вже сформована дислокаційна чарункова структура, залишається мало дослідженою область зародження і поширення деформації. Вивчення закономірностей структуроутворення в зазначеній області деформації дозволить пояснити механізм деформаційного зміцнення вуглецевих сталей і рівень властивостей, що досягається.

У другому розділі приводяться методики дослідження внутрішньої будови сталі і механічних випробувань з урахуванням хімічного складу досліджуваних сталей, схем термічних і термомеханічних обробок, спрямованих на досягнення різного структурного стану.

У третьому розділі вивчено вплив структурних параметрів на властивості і деформаційне зміцнення вуглецевих сталей з ферито–цементитними структурами. У загальному вигляді співвідношення між напругою () і деформацією () може бути представлене:

о Кm , (1)

де 0 – напруга необоротного руху дислокацій, К – постійна, m– показник деформаційного зміцнення. Екстраполювання параболічної ділянки кривої розтягнення в область нульової пластичної деформації дозволяє визначити 0 і – швидкість деформаційного зміцнення (тангенс кута нахилу дотичної в точці кривої деформації). Для однофазних металів і низьковуглецевих сталей границі зеренної структури як одна з перешкод поширенню пластичного течії впливають на величину результуючої напруги:

т(о)=i+Kyd–1/2, (2)

де: т - границя текучості; i, Ky- постійні; d-розмір зерна.

Для області мікротечії, якій притаманні незначні пластичні деформації, підвищення напруги течії від 0 до т супроводжується монотонним зростанням i від 30 до 50 Н/мм2 і Ку від 13 до 26 н/мм3/2. Приведена зміна зазначених характеристик обумовлена приростом щільності дислокацій при деформації металу.

На підставі спільного аналізу кривої деформації і діаграми імпульсів акустичної емісії була встановлена природа немонотонностей деформівного напруження на площадці течії – зародження і поширення смуг Чернова–Людерса [14]. Точкам підвищення напруги (Д) відповідають визначені значення інтенсивності імпульсів акустичних сигналів () [20, 25]. Щільність рухливих дислокацій, отримана з аналізу діаграми імпульсів акустичної емісії (1), показала збіг з відомими літературними даними.

Щільність рухливих дислокацій (m) з аналізу кривої деформації для області 0 – т при т – 0 =Ky-1/2 (методика визначення параметрів рівняння (2) із кривої деформації) складає , де L – деформація Людерса, в– вектор Бюргерса, , а з урахуванням залежності (1), може бути оцінена:

. (3)

Порівняльний аналіз абсолютних значень m і 1 (табл. 1) указує на можливість використання співвідношення (3), для оцінки m на етапах зародження і поширення пластичної течії. У цілому, характер залежності m від d подібний до однорідного деформаційного зміцнення для області (ОДЗ) (m~1/d), що спостерігається, однак покажчик степені при d перевищує 1.

Таблиця 1.

Характеристики для розрахунку m

Пар. m | Розмір зерна фериту (d), мкм

9,9 | 11 | 12 | 14,5 | 24 | 40

0,4 | 0,42 | 0,47 | 0,5 | 0,6 | 0,7

, Н/мм2 | 900 | 1250 | 1500 | 1750 | 2250 | 3200

d3/2х10–3, мм3/2 | 0,985 | 1,15 | 1,3 | 1,75 | 3,7 | 8

х103, імп/с | 21 | 12 | 10 | 8,5 | 5 | 1,5

Д, Н/мм2 | 20 | 19 | 16 | 13 | 10 | 5

mх106, мм–2 | 12,2 | 8 | 6,6 | 4,4 | 2 | 0,7

1х106, мм–2 | 9,8 | 8,8 | 6,25 | 4,12 | 2,4 | 0,61

Використання співвідношення (3) для пояснення залежності довжини площадки течії від розміру зерна фериту низьковуглецевої сталі показало, що одночасно зі зростанням d і зниженням m спостерігається зменшення деформації формування дислокаційної чарункової структури. Після досягнення d визначеного значення (сотні мкм) створюються умови розпаду рівномірного дислокаційного розподілу у фронті смуги деформації на структуру з визначеною періодичністю. У цьому випадку ділянка поширення смуг деформації на кривій розтягання буде відсутня [25].

У порівнянні з низьковуглецевими сталями, коли роль основного структурного елементу виконує розмір зерна фериту, збільшення об’ємної частки цементиту (f) впливає на здатність металу до деформаційного зміцнення. При однаковому d приріст f, незалежно від морфології карбідної фази, супроводжується збільшенням параметрів деформаційного зміцнення [1, 4, 7, 10].

Подоба залежності т від міжпластинкової відстані перлітної колонії (?) і від d низьковуглецевої сталі указує на можливість використання однакового рівняння для описування співвідношення n – ?. Однак, зі зростанням f і зниженням об’ємної частки структурно-вільного фериту розраховані значення і ті, що спостерігали експериментально при розтяганні (nр), починають істотно розрізнятися. Після моменту порушення безперервності структурно-вільного фериту спостерігається підвищення ступеня невідповідності (рис. 1).

Для сталей з цілком перлітними структурами значення n для різних запропоновано описувати залежністю [17]:

(4)

У порівнянні зі співвідношенням n –п’ятикратне збільшення чисельника обумовлене розходженнями в довжині вільного ковзання у фериті

Рис. 1. Взаємозв’язок коефіцієнту деформаційного зміцнення (nр) з міжпластинковою відстанню в перліті, розрахованого: за залежністю (n –– 1; за співвідношенням (4) – 2; за даними експерименту –3

перлітної колонії і зерні низьковуглецевої сталі.

Поведінка вуглецевих сталей при розтяганні описується рівнянням (3), що дозволяє використовувати його для оцінки розміру структурного елементу у залежності від ступеня деформації. З урахуванням експериментальних значень , m, n є деформацією формування дислокаційної чарункової структури. Визначається як значення, відповідне моменту перелому на кривій lg?–lg [1]., Ky були розраховані значенняПорівняльний аналіз з відомими літературними даними показав збіг у випадку, коли d пов’язано з розміром дислокаційного осередку (rч) співвідношенням: d С1·rч, де с1 – геометричний фактор, що визначає співвідношення між ? і довжиною ковзання у фериті перліту. З аналізу зв’язку Ку ~ і Ky~A , де А и відповідно незалежна частина Ку від і кут розорієнтації між осередками, одержано, що в міру деформування від n і вище середнє значення С1 повинно зменшуватися від 2 до , а d>ч. Зі зростанням ступеня диспергування перліту характеристики деформаційного зміцнення знижуються [9] при одночасному збільшенні n. На підставі того, що згідно з (3) , зі зменшенням ? буде зростати m. При цьому зсув моменту формування чарункової структури убік більш великих пов’язаний з підвищенням рівномірності розподілу дислокацій у феритних проміжках перлітної колонії. Це обумовлено короткими шляхами переміщення дислокацій від моменту зародження до анігіляції на міжфазних поверхнях і здатністю цементитних пластин пластично деформуватися, яка зростає в міру їх диспергування. На підставі цього здатність вуглецевих сталей до пластичного деформування може бути оцінена за коефіцієнтом деформаційного зміцнення, що з максимально можливою витяжкою при волочінні для низьковуглецевої сталі з феритною структурою зв’язаний прямо, а для середньо– і високовуглецевих сталей з перлітною – оберненопропорційним зв’язком. Таким чином, при деформуванні для низьковуглецевих сталей зі зростанням d збільшення характеристик деформаційного зміцнення і зменшення n приводять до прискорення формування чарункової структури. При цьому не тільки rч, але і ширина границь осередків пропорційні d. Процес нагромадження дислокацій при деформації в металі з грубозернистою структурою буде протікати при підвищеному розвитку анігіляційних процесів в осередках великих розмірів і із широкими субграницями. У сталях з перлітними структурами характер зв’язку інший. Чим більше дисперсність колонії перліту, тим менші параметри деформаційного зміцнення. Однак, розвинена міжфазна поверхня сприяє протіканню анігіляційних процесів при деформації, а тонкі пластини цементиту дозволяють витримувати підвищені деформації без руйнування.

У порівнянні з цементитом пластинчастої форми глобулярний цементит навіть після значних обтиснень не перетерплює змін. У зв’язку з цим зміни властивостей вуглецевих сталей при деформуванні обумовлені процесами, що протікають у феритній матриці з впливом карбідної фази. Подоба в характері поведінки при навантаженні вуглецевих сталей із глобулярним цементитом і низьковуглецевої сталі з феритною структурою випливає з характеру залежності опору малим пластичним деформаціям від структурних характеристик. Так, величина 0 з (1) для вуглецевих сталей з поліедричною феритною структурою й об’ємною часткою цементиту від 0,009 до 0,11 описується залежністю [8]:

, (5)

де – напруга тертя кристалічних ґрат; ? – твердорозчинне зміцнення; ? – коефіцієнт швидкісної чутливості (при швидкості деформації (?) 10–3 с–1 і t 0С, ? ,6); м – модуль зрушення.

З аналізу співвідношення (5) випливає, що збільшення розміру зерна фериту Вплив об’ємної частки глобулярного цементиту враховується через виконання співвідношення Зінера–Сміта [15, 26]: , де К1 -коефіцієнт, для вуглецевих сталей складає значення від 1 до 2/3 [29], Д – діаметр глобулів цементиту, f – їхня об’ємна частка. приводить до зростання впливу твердорозчинного зміцнення і напруги тертя на рівень опору малим пластичним деформаціям [8]. З підвищенням напруги від 0 до т починають розвиватися процеси, подібні спостережним для низьковуглецевої сталі. При поширенні пластичної течії в області площадки течії здрібнювання зерна фериту супроводжується зростанням немонотонностей деформуючої напруги, а L за абсолютними значеннями істотно перевищує аналогічні характеристики низьковуглецевої сталі (при f = 0,11 і d = 2,6 мкм, L = подовження).

Спільний аналіз акустико-емісійної діаграми кривої розтягання [34, 42] і значень енергії активації пластичної течії показав, що здрібнювання феритної структури приводить до зменшення пластичності сталі. Це зв’язано з розвитком пластично нестабільної деформації [18].

Еволюційні процеси внутрішньої будови холоднодеформованого металу у процесі нагрівання пов’язані з характером зміни параметрів деформаційного зміцнення.

Зі збільшенням ступеня холодної деформації незалежно від d і f сталі 0 зростає, а m – знижується. Структурні зміни при відпалі холоднодеформованого металу супроводжуються змінами характеру співвідношення між 0 і m. Підвищення температури відпалу приводить до зниження 0, що пов’язано зі зменшенням загальної щільності дефектів кристалічної будови, характер же зміни m більш складний. З огляду на те, що m і зв’язані оберненопропорційною залежністю, зменшення повинно привести до збільшення m. Однак, вплив процесів деформаційного старіння, а при більш високих температурах відпалу (більше 300–350 0С) ефекту дисперсійного твердіння, які здрібнюють структурний елемент, наприклад, субзерно, ], у цілому, зменшують m. Починаючи від 450 0С, у структурі холоднодеформованої сталі в області структурно вільного фериту з’являються перші ознаки розвитку рекристалізаційних процесів, а при 500–5500С інтенсивність їхнього виникнення істотно зростає. Спочатку об’єми металу, що перетерпіли рекристалізацію, незначні, але зі зростанням температури і тривалості відпалу вони збільшуються. При температурах 550–600 0С, коли зерна фериту ще досить дрібні, вже є об’єми розміром до 2 мкм [54], що цілком вільні від дислокацій.

Істотний вплив на рівномірність структури після рекристалізації дає однорідність розподілу карбідних часток. Однак, навіть у випадку повної рекристалізації при 6500С у низьковуглецевої сталі виявляються ділянки структури з розмитими субграницями, які закріплені цементитними глобулями.

Таким чином, якісні зміни структурного стану вуглецевої сталі, коли роль основного структурного елемента переходить від субзерна до зерна фериту, процеси зародження і поширення пластичного течії по-різному зв’язані з деформаційним зміцненням в області ОДЗ.

Зміна співвідношення між ступенем холодної пластичної деформації, температурою і тривалістю рекристалізаційного відпалу дозволяє одержувати дрібнозернисту, поліедричну структуру фериту (d 10 мкм). Характерною рисою вуглецевої сталі з зазначеною структурою є підвищена міцність при низьких температурах, а при визначеному співвідношенні температурних (до Ас1) та швидкісних параметрів навантаження – досягнення аномально високої пластичності. При низьких температурах та визначеному сполученні між d і f величина падіння деформуючої напруги може досягти такого значення, коли параметрами деформаційного зміцнення стане неможливо компенсувати процес необхідного збільшення напруги течії. У результаті цього відбудеться руйнування металу при високому ступені локалізації деформації – виникнення шийки відразу після формування першої смуги деформації. У випадку відсутності ділянки переривчастої течії, коли неможливо скористатися , де ? – рівномірна деформація, значення деформації (К), вище якої метал деформується нестабільно, оцінюється співвідношенням [18]:

, (6)

де С2 – постійна, для вуглецевих сталей складає 3,6 Н/мм2град, Т _ температура. Пластично нестабільна деформація виявляється при  , коли d = dо , або при ?К, коли d = dН. Порівняльний аналіз абсолютних значень dо і dН показав задовільний збіг (табл. 2 [18]).

У вуглецевих сталях зростання деформаційної зміцнюваності за рахунок збільшення об’ємної частки карбідної фази чи зміни умов навантаження знижує локалізацію пластичної течії. У результаті цього відбувається зсув моменту розвитку пластично нестабільної деформації убік великих чи менших d.

Таблиця 2.

Залежність розміру зерна фериту (dо), коли  , та коли рівномірна деформація дорівнює значенням К за співвідношенням(6) (dН) від температури випробувань та об’ємної частки цементиту вуглецевої сталі

f

Т,оК | 0,034 | 0,09 | 0,11 | f

Т,оК | 0,034 | 0,09 | 0,11

173 | do, мм | 0,012 | 0,0035 | 0,0034 | 77 | do, мм | 0,015 | 0,0052 | 0,0038

dN, мм | 0,011 | 0,0044 | 0,0034 | dN, мм | 0,024 | 0,0052 | 0,0038

У четвертому розділі розглянуті властивості і деформаційне зміцнення вуглецевої сталі з багатофазними структурами, що складаються з фериту, мартенситу, цементиту. Збільшення об’ємної частки мартенситу (fm), у структурі низьковуглецевої сталі після загартування від температур двофазної ?+г ?бласті, до значення 810 % супроводжується при деформації зниженням величини 0. При збільшенні fm (більше 10спостерігається здрібнювання феритної структури (блокування зростання зерна фериту з боку аустенітних ділянок при витримках у ?+г ?бласті). У результаті цього спостерігається збільшення 0 і зменшення m.

Досліджуючи вплив структурних складових на процеси зародження і поширення пластичної течії, встановили, що залежність 0, 0,2 від відстані між мартенситними ділянками (m) подібна рівнянню (2). Отримані результати показали, що i за абсолютними значеннями наближається до характеристики низьковуглецевих сталей з феритною структурою, у той час як Ку перевищує аналогічні значення приблизно в 2–3 рази. Крім цього побудова взаємної зміни i і Ку показала, що у вуглецевих сталях з ферито–цементитними структурами зазначені характеристики пов’язані обернено-, а в сталях з ферито–мартенситною (ФМ) структурою прямопропорційною залежністю.

Для пояснення характеру зв’язку між i і Ку використана залежність (5). Для обох типів структур сума ( +Д) ?риблизно однакова. Незважаючи на те, що (відповідно для феритної та феритно–мартенситної структур), експериментально спостережене зниження 0 обумовлено тільки впливом m – результатом дії фазового наклепу при перетворенні аустенітних ділянок у мартенсит. Дійсно, якщо розглядати третій доданок (залежності 5) як приріст 0 від зародження необхідної кількості рухливих дислокацій на початку течії, то виникнення системи напруг від фазового наклепу фериту повинне приводити до такого впливу, аби у сумі виходило зниження 0. у цьому разі зазначена напруга повинна мати негативне значення. Щось подібне спостерігали в [2], коли при побудові залежності при  % від одержали негативне значення характеристики, подібної i. Результати, що спостерігаються, обумовлені одночасною зміною ?m і fm при тому, що в процесі деформації мартенситу зниження ступеня тетрагональності кристалічних ґрат повинне зменшувати приріст його міцності.

Аналіз діаграм розтягання низьковуглецевих сталей з ферито-мартенситними структурами показав, що перелом на логарифмічній кривій відповідає деформації десь 5Оцінка середнього розміру дислокаційної чарункової структури (rч), що формується, за співвідношенням типу (2) показала, що rч не дає однозначного зв’язку з аналогічними характеристиками ферито–цементитних структур. У сталі з малими значеннями fm характер співвідношення (для однакових d) близький до низьковуглецевих сталей. При fm > ,2 характер зміни rч і зв’язок з відносним подовженням уже стає таким, як у середньовуглецевій сталі, із близьким значенням об’ємної частки перлітної складової. Іншими словами, у співвідношенні d c1·rч, коефіцієнт С1 змінюється не тільки від величини деформації, як для ферито–перлітних структур, але і від об’ємної частки мартенситної фази. На підставі цього існують обмеження застосовності моделі, заснованої на адитивному внеску міцностей фериту і мартенситу з урахуванням їхніх об’ємних часток у загальну міцність сталі [2]. Зазначена модель за своєю суттю припускає незмінність міцності мартенситної фази, як при зміні fm, так і в процесі пластичної течії. Для описування поведінки сталі з ферито-мартенситними структурами при деформуванні використана залежність, що описує систему з двома пластичними фазами. Після перетворень величина приросту границі міцності від об’ємної частки мартенситної фази оцінюється співвідношенням [50]:

, (7)

де GM=д/·GЦ; GM і GЦ відповідно модулі зсуву мартенситу і фериту; ?ґ _ ступінь тетрагональності кристалічних ґрат фериту; а/а – величина пружної деформації кристалічних грат залежить від вмісту вуглецю в сталі; ДM– розмір мартенситної ділянки; в - вектор Бюргерса. У цьому випадку міцність сталі описується залежністю в=в+ fф·, за якою, , а не fm, як у співвідношеннях на основі правила фаз. Використання співвідношення (7) для описування міцностних характеристик сталей з ферито-мартенситними структурами показало досить добрий збіг до моменту порушення безперервності феритної матриці. Після цього збільшення fm приводить до якісної зміни співвідношення фаз і, як наслідок цього, одержуємо іншу систему – тверда матриця з розподіленими в ній ділянками м’якої фази. На підставі вивчення закономірностей розвитку процесів деформаційного зміцнення від структурних параметрів вуглецевої сталі, особливостей зародження і поширення пластичної течії в низьковуглецевих сталях з ферито-мартенситними структурами розроблені принципи одержання багатокомпонентної ферито–цементито–мартенситної (ФЦМ) структури. Формується така структура за рахунок неповного розчинення цементитних глобулів при нагріванні до температур двофазної ?+г ?бласті і наступного охолодження зі швидкостями вищими за критичні. Аустеніт при нагріванні буде утворюватися в безпосередньому контакті з цементитними глобулями, а його об’ємна частка (fА) визначатися тривалістю витримки (табл. 3). Після загартування одержуємо структуру фериту з розташованими в ній глобулями цементиту, оточеними мартенситною фазою. Як показали дослідження [17, ], вуглецеві сталі із зазначеною структурою мають більш високу пластичність ніж з ферито–перлітними чи ферито-мартенситними структурами при однаковій чи близькій міцності.

Як і для сталей із ФМ структурою, збільшення fm (у сталі з ФЦМ структурою) супроводжується екстремальною зміною властивостей. Якщо зниження опору малим пластичним деформаціям обумовлено фазовим наклепом від мартенситного перетворення, то приріст пластичності – дрібнозернистою поліедричною структурою фериту (для сталей з 0,6 і 0,8 % С, d –5 мкм). З іншого боку, поява на кривій розтягання ділянки переривчастої течії разом зі зміною характеру взаємної зміни між i і Ky указує на принципові розходження в поведінці при деформуванні сталі з ферито–цементитною та ФМ структурами.

Оцінка m за залежністю (3) та результати обчислень m для вуглецевих сталей з різним розміром зерна фериту, які приведені на рис. 2, показали, що одночасне збільшення fm і зростання d супроводжуються зменшенням m. Аналогічна характеристика низьковуглецевої сталі з ферито–цементитними структурами (криві (х, ?) з 0,06 С після патентування, деформації, відпалу) при однаковому d має більш високе значення (на 1,5–2 порядки величин). Подібним чином розрізняються і величини о. Отже, спільний вплив дрібнозернистої поліедричної структури фериту і мартенситної фази Змінна концентрація вуглецю в аустеніті, який оточує цементитну частку, від мінімального значення на границі зіткнення з феритом до максимального поблизу карбідної фази після загартування успадковується мартенситною ділянкою. У зв’язку з цим мартенситна фаза має градієнт твердості від периферійної області до центральних об’ємів. , що оточує глобуль цементиту, у середньо– і високовуглецевих сталях при міцності 800 Н/мм2 дозволяє досягти відносного подовження до 27

Приведені значення пластичності перевищують рівень величин для сталей з ферито-цементитними структурами однакового складу і рівноміцного стану.

Таблиця 3.

Вплив тривалості витримки у ферито–аустенітній області (?) на властивості сталі з ФЦМ структурою |

Рис. 2. Вплив розміру зерна фериту на щільність рухливих дислокацій

Сталь с 0,6С, Гарт.+6800С,

1 год. + + 7350С?) + Гарт.

ф, ?в.

т, Н/мм2 | 1 | 2 | 3 | 4 | 5

620 | 580 | 560 | 530 | 500

в, Н/мм2 | 675 | 680 | 690 | 715 | 725

L, % | 8 | 7,5 | 7,0 | 4,5 | 3,0

д30,% | 20 | 25 | 22 | 23 | 25

fA, % | 12 | 4 | 12 | 25 | 40

У п’ятому розділі аналізується вплив зміни знаку і виду навантаження на властивості і деформаційне зміцнення вуглецевої сталі з різним структурним станом. Експериментально встановлено, що в порівнянні з односпрямованим деформуванням зміна знаку навантаження супроводжується не тільки зниженням щільності дефектів кристалічної будови, але і зміною їхнього розподілу. Залежності 0 і 0,2 від d фериту низьковуглецевої сталі вказують, що зі зростанням однонаправленої деформації Ку зменшується, і – зростає. При реверсивному навантаженні залежність інша. Зі зростанням величини деформації стисненням при наступному розтяганні величина Ку спочатку знижується, досягаючи мінімальних значень при максимумі прояву ефекту Баушингера (ЕБ), а потім зростає. До початку зростання Ку і змінюється незначно. Приведені зміни пов’язані з характером розподілу дислокацій, уведених попереднім деформуванням. За рахунок системи зворотних напруг відбувається збагачення дислокаціями приграничних областей зеренної структури фериту. При наступному деформуванні, яке не збігається за напрямком з первісним, пластична течія металу буде відбуватися при зниженому рівні результуючих напруг – 0, 0,2. Це, як показує аналіз тонкокристалічної будови фериту, обумовлено не тільки зменшенням рівня зворотних напруг у порівнянні з однаковим ступенем однонаправленої деформації, але і зниженням необхідної кількості рухливих дислокацій m (співвідношення (3)). Аналіз дійсних діаграм розтягання показав, що зі зростанням об’ємної частки цементиту в сталі деформація формування дислокаційної чарункової структури зменшується. Порівнюючи абсолютні значення n і величину попередньої деформації стискуванням (ст), яка відповідає максимальному зниженню 0 (0,2), можна говорити про збіг лише для середньо– і високовуглецевих сталей. Для сталей з низьким вмістом вуглецю n істотно перевищує ст. На підставі цього виявлено якісно різний характер структурних змін при реверсивному навантаженні у залежності від об’ємної частки карбідної фази. Для низьковуглецевих сталей прояв еБ обумовлений перерозподілом і анігіляцією неупорядкованих дислокацій і обмежується здебільшого об’ємом зерна фериту. Для середньо– і високовуглецевих сталей близькість значень n попереднього навантаження й ст указує, що перебудова дислокаційної структури обмежується розміром осередку чарунок. При визначеному сполученні температурно-швидкісних параметрів деформування розвиваються процеси динамічного деформаційного старіння (ДДС), які приводять до появи зубців на діаграмі навантаження. У порівнянні з однонаправленим навантаженням попереднє деформування стискуванням приводить до зсуву моменту появи перших зривів деформуючої напруги Розвиток процесів ДДС супроводжується зривами деформівної напруги металу після визначеного ступеня деформації с. Зі зростанням вуглецю в сталі с зростає [36]. при розтяганні убік великих значень деформації (с)].

Для вуглецевих сталей зміна знаку навантаження супроводжується спочатку зниженням 0, а потім зростанням. При цьому показник m зі збільшенням ст спочатку зростає, а потім знижується (рис. 3).

Рис. 3. Вплив вмісту вуглецю