Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Горячая деформация стали

24.04.2019


В большинстве случаев горячей обработки степень деформации и скорость деформации, или, более точно, схема, степень и скорость, являются наперед заданными и определяют величину необходимого напряжения. Обычно опыты по изучению структурных изменений при горячей обработке проводят при заданной температуре и постоянной скорости деформации. Зависимость между этими параметрами и величиной деформирующего напряжения можно записать в следующем виде:
Горячая деформация стали

е — скорость деформации; о — напряжение; А, а, n — постоянные, не зависящие от температуры; Q — энергия активации.

Это выражение, как известно, может быть представлено в виде:

Значение Q может быть определено графически при анализе кривой зависимости log e в функции 1/Т при постоянном напряжении или кривой log (sinh ao) в функции 1/T при постоянной скорости деформации е.

Экспериментальные данные подтверждают справедливость этого соотношения особенно для области установившейся горячей деформации значительной протяженности.

Так, для алюминия получают линейную зависимость между log (Z/A) и log(sinh aо) в интервале изменения между 10в-8 и 10в7. Наиболее низкие значения этого параметра были получены при испытаниях на ползучесть, наиболее высокие при испытаниях на кручение, сжатие и при экструзии; энергия активации составила Q = 37,3 ккал/моль.

Для некоторых металлов и сплавов, относящихся ко второй группе, не получают такой непрерывной прямой зависимости между параметрами горячей обработки при различных ее схемах. В частности, это проявляется в том, что для этих металлов и сплавов энергия активации ползучести и энергия активации процесса горячей обработки не совпадают.

Для алюминия обнаружено развитие субструктуры по типу полигонизации уже в ходе горячей деформации, причем найденные изменения субструктуры подобны тем, которые возникают в ходе испытаний на ползучесть. Напротив, для меди наблюдают структуру своеобразной динамической рекристаллизации, которая развивается после достижения достаточно высоких степеней горячей деформации.

Аналогичное развитие процесса такой своеобразной динамической рекристаллизации наблюдается в большинстве железных сплавов, имеющих аустенитную структуру, в условиях деформации при высокой температуре. Достоверное наблюдение этой динамической рекристаллизации во время деформации затруднено. Кроме того, когда прекращается деформирование в горячем состоянии, очень быстро развивается статическая рекристаллизация, успевающая пройти за время, при котором металл находится при высокой температуре без воздействия напряжения (т. е. после горячей обработки). Следовательно, для фиксации структурных изменений сталь надо быстро охлаждать сразу же после окончания деформации, что особенно важно в случае больших степеней и скоростей деформаций. Следует учитывать, что для большинства промышленно используемых сталей такое быстрое охлаждение (закалка) с температуры горячей деформации сопровождается аллотропическим превращением, которое настолько видоизменяет строение стали, что трудно восстановить ту структуру, которая была создана в аустенитных зернах при температурах горячей обработки.

Тщательно проведенные эксперименты позволили установить при вытравливании бывших аустенитных зерен следующие изменения структуры стали.

Исходная структура представляла собой зерна с прямолинейными границами. При увеличении степени горячей деформации (на возрастающей ветви кривой, до максимума деформирующих напряжений) эти границы становятся искаженными. Они выглядят прерывистыми, имеют волнообразный характер. При достижении деформации, отвечающей максимуму деформирующего напряжения, начинаются процессы разупрочнения. Если для чистых металлов их рассматривают как динамический возврат, то для промышленных сплавов и в реальных случаях горячей деформации с большими обжатиями разупрочнение может идти интенсивно в результате своеобразной динамической рекристаллизации. Наряду с внутризеренными изменениями, характерными для полигонизации, начинается динамическая рекристаллизация, проявляющаяся в изменениях границ исходных зерен с частичной миграцией некоторых их участков. Когда эта рекристаллизация развивается в значительном объеме матрицы, деформирующее напряжение падает. На квазиустановившейся стадии, т. е. при мало изменяющемся значении напряжения, наблюдается тем большее количество новых «зерен» (которые оказываются при этом тем мельче), чем больше скорость и ниже температура деформации. Являются ли они зернами или субзернами, определить трудно, так как структурные изменения происходят при одновременном воздействии напряжений и температуры.

Была сделана попытка изучить процесс такой «динамической рекристаллизации» с помощью рентгеновских методов исследования. Эти эксперименты были осуществлены на образцах аустенитной стали типа 18-8, подвергнутых горячему кручению по различной программе.

После кручения при 1100°C: а) е=4 с-1; е=0,55; б) е=4 с-1; е=3,3; в) е=0,04 с-1, 8=2,2, все образцы закалили сразу же после остановки деформирования; температура при этом изменялась от 1100 до 500° С за 0,7 с.

Кроме того, для последних условий деформирования (е=0,04 с-1; е=2,2) некоторые образцы были закалены после выдержки в течение 2 и 10 с, отсчитанной по окончании деформации.

Был использован монохроматор — тонкая согнутая кварцевая пластинка — с фокусировкой на образце (метод Ламбо—Вассамийе). Анализ полученных рентгенограмм [съемка линий (311) и (222)] позволил установить следующее.

1. При исследовании недеформированного образца наблюдали немногочисленные, слабо размытые пятна (рефлексы), имеющие высокую интенсивность, — обычная картина для крупнозернистого ненаклепанного астенита.

2. После деформации (е=4 с-1, 8=0,55), отвечающей максимуму на кривой напряжение-деформация, при изучении тех же линий наблюдали непрерывное (перекрывающееся) и неоднородное почернение. Исходные зерна сильно искажены, вытянуты, и, по-видимому, возникающие внутри субзерна имеют размер по крайней мере менее 7 мкм, что не позволяет обнаружить их при использовании данной методики.

3. Деформирование с выходом на квазиустановившуюся стадию (е=4 с-1, е=3,3) приводит к иным структурным изменениям, которые определяют появление на сплошном фоне многочисленных пятен (рефлексов). Эти пятна, отвечающие появлению новых мелких «зерен» (субзерен), достаточно разнообразны по своему виду. Некоторые из них четкие и, видимо, отвечают неискаженным объемам, другие, сильно размытые, — деформированным (насыщенным дислокациями) объемам. Сплошной фон, как и в предыдущем случае деформирования при максимуме напряжений и в случае деформирования на квазиустановившейся стадии, отвечает перекрытию исходных, деформированных и сильно разориентированных между собой «зерен».

Разнообразие пятен, отвечающих новым «зернам» (субзернам), соответствует имеющимся представлениям о динамической рекристаллизации, согласно которым не полностью освободившиеся от искажений объемы вновь насыщаются дислокациями при продолжающемся деформировании.

Таким образом, возникшие при динамической рекристаллизации зерна (или субзерна) представляют собой неоднородный конгломерат, в котором встречаются как «недеформированные объемы» (отвечающие случаю 1), так и объемы весьма сильно деформированные (случай

2). Такая неоднородность строения в результате динамической рекристаллизации была подтверждена при исследованиях с помощью микропучка.

4. В случае, когда образец также деформирован с выходом на установившуюся стадию (е=2,2), но при меньшей скорости (е=0,04 с-1), возникающие «зерна» (субзерна) оказываются более крупными, чем в случае 3. В остальном картина динамической рекристаллизации примерно такая же, как и в предыдущем случае 3. Если производить закалку не сразу после окончания деформации, а через 2 с, то никаких различий в результатах по сравнению с немедленно закаленным образцом не было отмечено. Видимо, при этой малой скорости горячего деформирования статическая рекристаллизация не наступает сразу же после окончания горячего деформирования. Если же закалке предшествует последеформационная выдержка в течение 10 с, то данной методикой исследования фиксируется начало статической рекристаллизации: видны дополнительные рефлексы с сильной интенсивностью на общем сплошном фоне.

Таким образом, выбранная методика исследования позволила зафиксировать протекание своеобразной динамической рекристаллизации в процессе сравнительно сильной горячей пластической деформации аустенитной стали. Возможность возникновения структуры динамической рекристаллизации зависит от условий деформации. В частности, этот процесс приобретает достаточное развитие не только при повышении степени, но и с ростом скорости деформации или при понижении температуры, т. е. в условиях, когда резко выражено состояние горячего наклепа.

Кроме того, при изучении некоторых свойств стали 30ХН3 оказалось возможным косвенно оценить состояние мартенсита, унаследовавшего субструктуру и деформационное упрочнение горячедеформированного аустенита. Так, на рис. 209 приведены данные по изменению т0,1 при 20° С в зависимости от величины деформации кручением при 900° С. Результаты получены для трех скоростей горячей деформации. Наибольшие значения предела упругости при комнатной температуре после закалки получились при значении крутящего момента немного меньше максимального, т. е. в условиях, когда еще не начинается динамическая рекристаллизация в ходе горячей деформации.

Следовательно, структурные изменения аустенита в ходе деформирования в горячем состоянии имеют важное значение, так как они обусловливают формирование механических свойств стали при комнатной температуре (в частности, в результате термомеханической обработки).

Кроме того, на стали 30ХН3 был изучен процесс образования карбидов при отпуске мартенсита. Оказалось, что форма и распределение дисперсных выделений различны в зависимости от того, была ли сталь непосредственно перед закалкой деформирована в горячем состоянии или же проводили обычную термическую обработку — закалку в отожженном состоянии. В случае, когда после сильной горячей деформации были сформированы новые мелкие субзерна, дисперсные карбидные выделения похожи на те, которые образуются в случае, когда сохраняется наклепанное состояние материала. Иными словами, прошедшая динамическая рекристаллизация не снимает горячего наклепа, регулирующего в данном случае процессы карбидообразования при отпуске.

Установлено, что карбидные выделения после обработки по схеме: сильная горячая деформация+закалка+отпуск имеют примерно тот же вид, что после обработки: закалка+деформация при комнатной температуре+отпуск. Если пауза до закалки после деформации в горячем состоянии составляла более 1 мин, то при последующем отпуске обнаруживают появление таких же дисперсных выделений, какие образуются, когда металл вообще не был деформирован, т. е. после обычной закалки из отожженного состояния.

Как было указано ранее, исследование микроструктуры горячедеформированных металлов и сплавов представляет значительные трудности, так как наряду с вытравливанием большеугловых границ также фиксируются субграницы. После полиморфного превращения, особенно в тех случаях, когда оно идет по мартенситному механизму, микроструктурная картина еще больше усложняется, поэтому даже при применении самых разнообразных травителей весьма трудно установить, являются ли выявленные объемы зернами или субзернами.

В связи с этим в последнее время для исследования процесса рекристаллизации при горячей деформации используются косвенные методы. К ним относится, в частности, метод последовательного двукратного испытания на растяжение при температуре горячей обработки. Первое испытание проводят для создания заданного (например, по поперечному сужению) состояния горячего наклепа, и образец при этом не доводят до разрушения. Второе испытание проводят через определенное время (последеформационной изотермической выдержки при той же температуре), и образец в этом случае доводят до разрушения.

По падению разрушающего напряжения при увеличении паузы между первым и вторым испытанием можно судить о протекании рекристаллизационных процессов после горячей деформации. С помощью экспериментов на углеродистой стали 10 (AISI 1010) и на той же стали с добавкой 0,2% Nb, обнаружено, что, во-первых, рекристаллизация горячедеформированной стали в аустенитной области развивается сравнительно медленно и, во-вторых, добавки ниобия особенно сильно тормозят протекание рекристаллизации. Следует напомнить, что ниобий вводят в состав сталей, предназначаемых для упрочнения методом контролируемой прокатки.

Горячая деформация применяемых на практике машиностроительных и строительных сталей осуществляется при температурах аустенитной области. При форсировании режимов горячей обработки получается состояние повышенного горячего наклепа в связи с высоким деформационным упрочнением, характерным для аустенитной структуры. Этим объясняется отмечаемая в ряде исследований склонность к развитию разупрочняющих процессов по механизму рекристаллизации. Когда процессы разупрочнения проходят в ходе деформации, рекристаллизация является динамической, и «рекристаллизованные» объемы оказываются насыщенными дислокациями, стремящимися образовать упорядоченные группировки. Если рекристаллизация происходит после окончания деформации, например при специально осуществляемых при температуре деформации последеформационных выдержках, то она является статической, но происходит иначе, чем рекристаллизация (также называемая статической) при нагреве холоднодеформированного металла. Это объясняется тем, что в ходе горячей деформации одновременно с введением в сталь дислокаций всегда происходит их перестройка в упорядоченные группировки, и основным механизмом этой статической рекристаллизации является коалесценция субзерен. И динамическая, и статическая рекристаллизация в условиях горячей деформации происходит медленнее, чем это можно было бы ожидать на основании представлений, составленных при изучении рекристаллизации при нагреве холоднодеформированного металла.

Причины, определяющие особую (вялую) кинетику развития рекристаллизационного процесса в условиях горячей обработки, следующие.

1. Механизм процесса — коалесценция и рост субзерен, включающий миграцию среднеугловых субграниц, а эти последние обладают пониженной подвижностью.

2. Невысокая избыточная плотность дислокаций, характерная для условий горячей деформации. Избыточные дислокации в указанных условиях являются как бы селективно отобранными с точки зрения их высокой устойчивости, так как все другие, менее устойчивые дислокационные построения распадаются или аннигилируют при высоких температурах деформации. Таким образом, движущая сила для развития рекристаллизации сравнительно невелика.

3. Пониженная диффузионная подвижность в плотно-упакованной решетке аустенита.

Таким образом, при горячей деформации машиностроительной стали, даже при возникновении состояния высокого наклепа, неизбежно формирование субструктуры. Снятие ее в результате накладывающихся процессов динамической или статической рекристаллизации будет идти в течение значительного времени, достаточного в ряде случаев для того, чтобы эта субструктура оказала влияние на формирование окончательной структуры и свойств стали.

Выше были приведены некоторые данные (Poccap) о формировании такой субструктуры при горячей деформации сталей ЗОХНЗ и 18-8. Представляют интерес результаты более подробных исследований о влиянии температурно-деформационных и временных (последеформационные выдержки) параметров горячей деформации в схеме термомеханической обработки на формирование субструктуры в ряде промышленно используемых сталей.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: