Бернштейновские чтения (стр. 8 )

Установлено, что плотность материала зависит от исходной плотности заготовок, степени деформации и скорости деформирования. После штамповки как на молоте, так и на прессе плотность увеличивается. С увеличением скорости деформирования большая плотность волокнового материала достигается при меньшей степени деформации. При относительной плотности заготовок 87,6% беспористый материал плотностью 8,9×103 кг/м3 получен при степени поперечной деформации, равной 0,55, а при штамповке заготовок с плотностью 8,2×103 кг/м3 такая же плотность достигнута при степени деформации 0,35.

Твердость образцов из волокнового материала увеличивается с ростом степени деформации. Для определения уровня напряжений, возникающих в материале, использован метод микротвердости, которую измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 20 г. Замеры проводили по сечению образца с шагом в 0,2 мм. Среднее значение микротвердости у образцов плотностью 8,9× 103 кг/м3 увеличивается с повышением степени структурной деформации. При этом увеличивается неоднородность напряженного состояния. Микротвердость образцов плотностью 8,9×103 кг/м3, полученных из заготовок с различной начальной плотностью, неодинакова. При одинаковой степени деформации напряжения в образцах, полученных штамповкой более плотных заготовок выше.

После трех переходов штамповки на молоте плотность волокнового материала составила 8,88-8,89 г/см3, т. е. получен практически беспористый материал. Причем, при штамповке на молоте заготовок с начальной плотностью 8,4 г/см3 плотность 8,77 г/см3 была получена уже на втором переходе.

Таким образом, горячая штамповка заготовок из прессованных медных волокон обеспечивает получение материала с плотностью компактной меди без дефектов в структуре. Механические и физические свойства образцов соответствуют характеристикам изделий, получаемых из литой меди путем деформирования: sв–222-254 МПа; d-48%, НВ ³ 60. Размер зерна 5-10 мкм. Это является следствием деформаций сдвига, возникающих при штамповке в закрытой матрице. Плотность материала при постоянной энергии удара определяется плотностью заготовки и степенью поперечной деформации.

ФОРМИРОВАНИЕ И ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫХ

СОСТОЯНИЙ ПРИ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

, , 1, 1,

, 1

ОАО «Западно-Сибирский металлургический комбинат», Новокузнецк

1Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк

gromov@physics. sibsiu.ru

Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях является одной из важных задач современной физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик сталей. В настоящее время при производстве стержневой арматуры все шире применяется технологии термического упрочнения. Экспериментальные исследования структур и фазового состояния, формирующихся в сечении стержней в результате прерывистой закалки, очень важны для понимания механизмов и уточнения температурно-временных интервалов превращения аустенита и позволяет целенаправленно изменять структуру и механические характеристики арматуры. Последние при таком виде термомеханической обработке (прерывистой закалкой) арматуры из сталей Ст3кп, Ст3пс, 18Г2С диаметром 12-50 мм значительно возрастают. В условиях термическое упрочнение проводилось по режиму прерывистой закалки, технологические параметры которой варьировались изменением скорости прокатки и температуры раскатов на выходе из последней клети. Экспериментально подтверждено, что арматура, упрочненная методом прерывистой закалки, имеет слоистое, градиентное строение и может быть отнесена к разряду структурных композитов.

Методами современного физического материаловедения проведены исследования структуры и фазового состава отдельных слоев. Установлено, что структура центральной зоны образуется в результате диффузионного γ→α превращения с одновременным выделением частиц цементита. Совмещение диффузионного γ→α превращения с процессами динамической рекристаллизации приводит к существенному измельчению ферритного зерна данной зоны и замещению пластинчатого перлита "псевдоперлитом". По мере удаления от центра осевой зоны увеличивается скалярная плотность дислокаций, сосредоточенных в структуре псевдоперлита и амплитуда кривизны-кручения кристаллической решетки, как ферритных зерен, так и областей псевдоперлита.

Установлено, что структура переходного слоя формировалась в два этапа. На стадии охлаждения, в результате распада твердого раствора углерода в ГЦК кристаллической решетке, образовалась двухфазная смесь, состоящая из частиц карбида железа сферической морфологии, расположенных в аустенитной матрице. На стадии самоотпуска, под действием тепла осевого объема прутка, наблюдается диффузионное γ→α превращение с дополнительным выделением частиц карбида железа игольчатой морфологии. Дано объяснение смены морфологии частиц карбидной фазы.

УСТАЛОСТНО-ИНДУЦИРОВАННЫЕ ГРАДИЕНТЫ В СТАЛЯХ*

, ,

Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк

gromov@physics. sibsiu.ru

Последние годы ознаменовались повышенным интересом к исследованию градиентных структурно-фазовых состояний в твердых телах, позволяющих приобрести металлам и сплавам новые, ранее неизвестные в том числе высокие эксплуатационные свойства. Физическая природа процессов, протекающих при формировании и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний мало изучена, а данное научное направление находится на стадии бурного накопления и интенсивного осмысления фактического и теоретического материала. В большинстве случаев градиентные структуры имеют искусственное происхождение, являясь откликом металла на тот или иной способ внешнего воздействия. К одному из таких способов внешнего воздействия можно причислить циклические нагружения (усталость), которые, относятся к наиболее распространенной и опасной причине разрушения конструкций.

Методами металлографии, дифракционной электронной микроскопии тонких фольг исследованы градиенты дефектной субструктуры и фазового состава аустенитной стали 08Х18Н10Т, и стали 60ГС2 мартенситной структурой разрушенных в результате многоцикловых усталостных испытаний. Изменения дефектной субструктуры и фазового состояния стали анализировали в зависимости от расстояния до лицевой поверхности испытываемых образцов.

Многоцикловые усталостные испытания стали 08Х18Н10Т привели к формированию структуры, параметры которой: скалярная плотность дислокаций, объемные доли различных дислокационных субструктур и двойников, размеры частиц карбида титана закономерным образом изменяются по мере удаления от лицевой поверхности образца. Например, в объемах образца, в которых велико содержание микродвойников деформации, средние размеры частиц карбида титана имеют меньшие размеры, по сравнению с объемами материала, количество микродвойников деформации в которых сравнительно мало.

Анализ субструктуры закаленной стали 65ГС2 выявил градиентный характер изменения величины скалярной плотности дислокаций, амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки, азимутальной составляющей полного угла разориентации элементов субструктуры. Указанные параметры достигают максимальных значений вблизи поверхности разрушения и, по мере удаления от нее снижаются. Подобным образом изменяются средние продольные и поперечные размеры частиц цементита, расположенных в объеме кристаллов пластинчатого мартенсита и на внутрифазных границах (границах зерен, пакетов, кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита) стали, достигая максимальных значении в слое материала, расположенном вблизи поверхности разрушения. При этом частицы цементита, расположенные на внутрифазных границах, изменяют и свою форму.

*Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект 05-08-01305а)

Изменение микротвердости и градиентные структурнофазовые состояния при электровзрывном

легировании стали

, ,

,

Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк

gromov. *****@***ru

При электровзрывном науглероживании и карбоборировании стали [1,2] методом взрыва углеграфитовой ткани на поверхности стали (как технически чистого железа 008ЖР) образуется модифицированный слой с повышенной микротвердостью [1]. А именно, в максимуме микротвердости, локализованном на поверхности образца при нагревании и карбидообразовании значения микротвердости возрастают до значения Нm=1500 МПа [1]. Модифицированный слой имеет толщину порядка 20-25 мкм, на протяжении которого микротвердость плавно спадает до значений характеризующих неоплавленный материал [1,2]. Толщина самого образца имела величину порядка 30 мм, методом просвечивающей электронной микроскопии модифицированный поверхностный слой исследовался на глубинах 1,3,17,20 мкм [2]. В близи самой поверхности, как и в [3] для рельсовой стали, обнаружены дисперсные частицы бора ( размер 80-100 нм ), частицы и глобулы графита (размер порядка 200 нм), кристаллы a - фазы (80-100нм), карбиды Fe2C (Fe20C9) (размер 3-4 нм). [2]. Ближе к границе оплавления (основы) формируется клубково-сетчатая дислокационная структура со средней плотностью <ρ>=2×1014м-2, при средней концентрации углерода 0,5-0,6 вес% [1,2]. Используем далее стандартный подход [3], связывающий микротвердость Нm=3σ т с пределом текучести σт = σ0 +∆σтр+∆σд. ч. +∆σд. +∆σм. п. +∆σд. п., где σ0- исходный уровень напряжений в стали, ∆σтр - вклад твердорастворного упрочнения, ∆σд. ч.- вклад дисперсных частиц, ∆σд – вклад дислокаций леса, ∆σм. п. – упрочнение за счет мартенситных пластин, ∆σд. п – вклад дальнодействующих полей дислокации. Использование указанных экспериментальных данных [1,2] и формул для вкладов в σт [3] показывает, что Нm ≈ 10ГПа, что согласуется с экспериментом [1].Таким образом расчет показывает, что вблизи поверхностного слоя вклад в микротвердость подобно [3] дают дисперные частицы карбидов, боридов, a - фаза и дислокации, а вблизи границы оплавления мартенсит