Влияние пластической деформации на структуру и свойства патентированной стали

При наклепе патентированной стали резко возрастают предел прочности, число перегибов, число скручиваний и поперечное сужение. Одновременно с ростом степени обжатия и соответственно предела прочности увеличиваются живучесть и усталостная прочность стали (рис. 15), а также релаксационная стойкость (рис. 16).

Снижение напряжений в результате процесса релаксации подчиняется зависимости: Ao = В + k lg т, где B и k — коэффициенты, зависящие от начального напряжения и состава стали и определяющие соответственно первый и второй более длительный периоды испытаний, а т — время испытаний. По данным этой же работы, В = А1ea1o0 и k = А2еа2о0, где o0 — начальное напряжение, A1, A2, a1 и a2 — постоянные графических зависимостей В—o0 и k—o0.

При этом чем выше содержание углерода, тем выше абсолютная величина упрочнения и релаксационная стойкость при нормальных температурах (рис. 21).

Значения свойств, характеризующих пластичность (поперечное сужение) и вязкость стали, с ростом степени обжатия увеличиваются лишь до обжатия 75—82%, а затем снижаются. Это снижение пластичности и вязкости, поданным К.Д. Потемкина, объясняется возникновением очагов разрушения в результате дробления цементитных пластинок, расположенных в сильно упрочненной ферритной матрице, сниженная пластичность которой уже не может компенсировать влияние этих хрупких разрывов цементита. При этом чем выше дисперсность сорбитной структуры, тем больше и степень обжатия, соответствующая началу разрушения. цементитных пластинок и, следовательно, возникновению хрупкости. Именно с появлением хрупкости, которая часто локализуется в отдельных участках проволоки, вследствие местных перенапряжений и затрудняется достижение очень высоких обжатий (>90%), при которых прочностные свойства приобретают наиболее высокие значения. Для устранения этих локальных участков рекомендуется несколько раз проводить кратковременный низкотемпературный отпуск (200—300° С, 5—15 мин), который повышает пластичность и вязкость проволоки. Достижению высоких обжатий также способствует применение до патентирования высокотемпературной нормализации или использование высокотемпературного и сверхвысокотемпературного патентирования, а также теплого волочения. Кроме того, достичь высоких степеней обжатия, а при равных обжатиях получить более высокое упрочнение, чем после обычного патентирования, можно, применяя электротермообработку (ЭТО) по режиму: предварительная деформация с обжатием 60%, патентирование со скоростным электронагревом (200 град/сек) для получения аустенита, его превращение при 490° С, а затем холодное волочение с обжатием 77%. На стали с 0,8% С при этом удалось достичь следующих свойств: ов = 2450 Мн/м2, (250 кГ/мм2), w = 62%, число гибов с перегибом 14, число скручиваний 35. После обычного патентирования и волочения с обжатием 77% той же стали свойства были ниже: ов = 2060—1960 Мн/м2 (210—200 кГ/мм2), число гибов с перегибом 10 и число скручиваний 28—34.

Примерно тот же эффект достигается и в результате патентирования в условиях электротермомеханической обработки.

Причина высокого упрочнения и достижения весьма высоких степеней обжатия в результате ЭТО или ЭТМО связана с получением после этих видов обработки ориентированной сорбитной структуры, что способствует равномерной деформации при волочении.

Свойства патентированной стали после холодной деформации зависят не только от величины общей или суммарной деформации, но и от величины частных обжатий, т. е. деформации за один проход при волочении. Чем меньше эти обжатия, тем медленнее нарастает прочность, тем выше степень суммарной деформации, при которых достигается оптимум механических свойств, и тем выше абсолютная величина этих свойств. От величины частных обжатий зависят и остаточные напряжения в патентированной проволоке после волочения. Так, по данным Л.А. Красильникова в случае патентированной стали У8А, после частных обжатий 15 и 25% осевые напряжения оказались растягивающими, а после обжатий, равных 33%, — сжимающими. Абсолютная величина осевых остаточных напряжений тем выше, чем больше суммарная степень обжатия (рис. 17) и чем выше содержание углерода в стали и ниже температуры изотермического превращения аустенита при патентировании. Эти остаточные напряжения максимальны на поверхности и затем сильно снижаются к центру проволоки (рис. 17). В большинстве случаев целесообразно назначать величину частных обжатий — 10—12%, а для предотвращения иногда появляющихся винтовых трещин 5—8%. В процессе холодной пластической деформации существенно изменяется микроструктура и субструктура стали.

В процессе деформации изменяется ориентация зерен перлита, пластинки цементита поворачиваются, уменьшается межпластиночное расстояние с 100—200 нм (1000—2000 А) до 60—70 мн (600—700 А) и утоняются пластинки цементита с 20—40 нм (200—400 А) до 7—10 нм (70—100 А). Эти изменения обнаружены после суммарного обжатия 93%. Существенные изменения претерпевает и субструктура стали. После патентирования в ферритных пластинах дислокаций сравнительно немного, но уже после небольшой деформации (—2%) их плотность растет, причем они концентрируются преимущественно в районе межфазных границ. При степени деформации более 9% в феррите возникает четкая ячеистая субструктура, причем в ходе деформации эти ячейки, стенки которых состоят из сложных сплетений дислокаций, вытягиваются вдоль оси проволоки. При обжатии более 80% ячейки полностью ориентированы; чем больше степень обжатия, тем меньше размер ячеек. Если до деформации он составлял 75 нм (750 А), то после деформации с обжатием 64% в направлении, перпендикулярном оси волочении, стал равным 50 нм (500 А), а после обжатия на 96% 20 нм (200 А). Кроме того, с ростом степени обжатия усложняется дислокационная структура стенок—границ ячеек и растет степень разориентировки на этих границах, блокирующих движение дислокаций. Механизм пластической деформации цементита состоит в скольжении в направлении, близком к плоскости его пластинок, в образовании дислокационных барьеров из полудислокаций (111), которые и являются причиной быстрого роста плотности дислокаций, причем накопление последних с вектором Бюргерса может вызвать образование трещин по плоскости (100) в направлении.

Все эти изменения характеристик структуры патентированной стали при наклепе значительно больше, чем после отжига. Это различие в изменении субструктуры, зависящее от исходной микро- и субструктуры, определяет и различную степень упрочнения патентированной и отожженной стали.

В связи с накоплением в процессе холодной пластической деформации дефектов строения — дислокаций и вакансий — происходит увеличение объема стали, которое в действительности оказывается выше (0,5%), чем это следует по расчету (0,1 %). На этом основании авторы высказали предположение, что в холоднотянутой с большим обжатием патентированной проволоке имеются рванины и трещинки микроскопических размеров, расположенные вдоль оси проволоки. Эти дефекты, по их данным, действительно были выявлены в процессе испытаний на поперечное растяжение. Существенно отметить, что изменения объема при деформации отожженной стали оказались больше, чем в случае патентированной и, возможно, что именно из-за большого числа возникающих дефектов упрочнение и пластичность этой стали меньше, чем патентированной.

В результате холодной пластической деформации патентированная проволока приобретает значительные остаточные напряжения, которые обычно сильно снижают предел упругости. Влиянием этих напряжений можно отчасти объяснить невысокое значение предела упругости непосредственно после волочения, который хотя и растет с увеличением степени обжатия, но значительно медленнее, чем предел прочности. Указанное различие в изменении этих свойств свидетельствует о различном влиянии на их рост структурного состояния стали.