Динамическое деформационное старение при прокатке стали

ДИНАМИЧЕСКОЕ ДЕФОРМАЦИОННОЕ СТАРЕНИЕ ПРИ ПРОКАТКЕ СТАЛИ [c.267]

Динамическое деформационное старение при прокатке стали изучено недостаточно. Это обусловлено, по-видимому, тем, что интервал температур 100—700° С до недавнего времени по существу не использовали для обработки металлов давлением. Как известно, основными видами обработки металлов и сплавов давлением являются холодная обработка, которую проводят обычно при температуре окружающего воздуха, близкой к комнат- [c.267]

Прокатка стали 10 и 40 при всех температурах протекала удовлетворительно, без образования видимых надрывов или трещин. При прокатке стали У8 со структурой пластинчатого перлита в интервале температур 200—350° С со стороны переднего торца заготовок возникали трещины, направление и характер расположения которых совпадает с направлением максимальных скалывающих напряжений. Некоторые заготовки из стали У8 в процессе прокатки при 350° С расчленились с переднего торца на четыре треугольные части, излом заготовок быстро приобретал синий цвет [515]. Таким образом, динамическое деформационное старение сравнительно высокопластичных сталей 10 и 40 не сопровождается потерей способности к пластической деформации, а высокопрочной малопластичной стали У8 сопровождается почти полной потерей способности к пластической деформации и может приводить к хрупкому разрушению в процессе старения. [c.273]

Предварительная холодная прокатка уменьшает эффект динамического деформационного старения (рис. 94). Предварительная прокатка при температурах динамического деформационного старения эффекта не уменьшает (рис. 95), при последующей деформации растяжением он оказывается по абсолютной величине примерно таким же, как для нормализованной стали. Это говорит о том, что субструктура стали (плотность и распределение дислокаций, концентрация точек закрепления дислокационных линий) после холодной прокатки и прокатки при температурах динамического деформационного старения неодинакова. Из приведенных данных также следует, что многократная (дробная) деформация при тем- [c.236]

При температурах ниже температуры динамического деформационного старения ударная вязкость зависит от того, в какой плоскости — плоскости прокатки или плоскости, перпендикулярной к ней и параллельной направлению прокатки, выполнен надрез (см. рис. 105). В интервале температур динамического деформационного старения и выше плоскость, в которой выполнен надрез в ударных образцах, не оказывает заметного влияния на величину ударной вязкости. Зависимость ударной вязкости холоднодеформированной стали от расположения канавки относительно плоскости прокатки обусловлена, по-видимому, неравномерной деформацией зерна в горизонтальной и вертикальной плоскостях и влиянием эффекта Баушингера. Твердость двух взаимно перпендикулярных боковых плоскостей предварительно холодно-деформированной стали также различна, что обусловлено теми же причинами. При прокатке в интервале температур динамического деформационного старения и выше различие в твердости обоих боковых плоскостей уменьшается, следовательно, динамическое деформационное старение уменьшает эффект Баушингера. [c.266]

Исследование влияния предварительной теплой деформации прокаткой (при температурах равных температурам последующих испытаний) на температурную зависимость ударной вязкости показало (рис. 106), что теплая деформация влияет на эффект динамического деформационного старения аналогично холодной деформации интервал температур расширяется, абсолютная величина эффекта уменьшается по сравнению с нормализованной сталью. Температура максимального развития динамического деформационного старения выше, а интервал температур при ударном изгибе шире, чем при прокатке, что обусловлено влиянием скорости деформации. [c.267]

Следовательно, при прочих равных условиях аномальное изменение свойств в результате прокатки при определенных температурах обусловлено динамическим деформационным старением. Прокатка при температурах выше комнатной, но ниже Ль когда подвиж- ность атомов примесей уже достаточно велика, а подвижность атомов матрицы еще мала для заметной рекристаллизации в короткое время, обеспечивает необходимые условия для динамического взаимодействия между генерируемыми деформацией свободными дислокациями и примесными атомами. Воздействие пластической деформации и температуры при теплой прокатке и качественно, и по физической природе аналогично воздействию их при деформации растяжением или изгибом. Однако теплая прокатка предоставляет дополнительные возможности для исследования природы динамического деформационного старения, так как при прокатке, в отличие от метода механических испытаний при повышенных температурах, динамическое деформационное старение и механические испытания можно проводить раздельно, благодаря чему влияние повышенной температуры на эффект динамического деформационного старения устраняется, влияние его на свойства стали выявляется более полно. [c.270]

После прокатки при температурах динамического деформационного старения охрупчивание тем меньше, чем выше содержание углерода в стали. Так, ударная вязкость стали 10 после прокатки с обжатием 15% при температуре максимального развития динамического деформационного старения оказалась в восемь раз, стали 40 — в 3,3 раза, а стали У8 — в 2,5 раза меньше, чем после прокатки при 20° С. С увеличением степени деформации эффект динамического деформационного старения уменьшается, причем и в этом случае он тем меньше, чем выше содержание углерода в стали, в результа--те чего ударная вязкость стали 10 после деформации на 28% при температуре динамического деформационного старения оказывается примерно на уровне ударной вязкости стали У8. [c.276]

Исследования показали [536], что прокатка при температурах динамического деформационного старения приводит к значительному упрочнению стали. Отпуск продолжительностью до 48 ч при температурах ниже температуры прокатки не приводит к разупрочнению стали. Отпуск при температурах, равных температурам деформации в течение 2 ч также не приводит к заметному изменению свойств. Следовательно, при динамическом деформационном старении насыщение атмосфер примесными атомами успевает пройти достаточно полно в процессе деформации, поэтому при последующем нагреве возможности дальнейшего развития старения ограничены, свойства стали не изменяются. Аналогичные данные получены в. работе [474] при изучении зависимости твердости деформированной при 300° С стали с 0,02% С от продолжительности отпуска при температурах 100— 300 С. По данным работы [474], при температурах отпуска 300° С и ниже даже выдержка до 170 ч не уменьшает твердость стали. В работе [435, с. 504] исследована дислокационная структура границ зерен сплава Ре — 0,75% Мп, деформированного на 0,3—1,0% при 300°С. Исследование выполнено в электронном микроскопе на просвет с ускоряющим напряжением до 1 мв. Показано, что после деформации на 0,3% отдельные дислокации на границах зерен разрешаются. После деформации на 1% плотность дислокаций на границах зерен повышается настолько, что индивидуальные дислокации не разрешаются. Изображения дислокаций на границах зерен не изменяются при нагреве образцов ниже 300° С, т. е. ниже температуры деформации, и исчезают в течение нескольких минут при нагреве до 370° С. Приведенные данные показывают, что создаваемые пластической деформацией при температуре динамического деформационного старения [c.282]

Следовательно, явление динамического деформационного старения развивается как в избыточном феррите, так и в феррите перлитных зерен. Аналогичные результаты получены в работе [474], авторы которой изучали влияние температуры прокатки (20—400° С) на твердость по Виккерсу и дислокационную структуру низкоуглеродистой стали (0,02% С). На основании сопоставления полученных данных с литературными данными для углеродистых сталей с содержанием углерода до 0,85% пришли к выводу, что деформация при температуре динамического деформационного старения способствует упрочнению а-железа в стали с 0,02% С в той же степени, как и в других сталях с более высоким содержанием углерода. Механизм упрочнения а-железа в стали с 0,02% С в результате деформации при температуре динамического деформационного старения аналогичен механизму упрочнения а-железа в сталях с более высоким содержанием углерода. [c.295]

Рис. 93. Влияние закалки, динамического деформационного старения и последующего огпуска на свойства стали 10 (Н — после нормализации 3 — после закалки П — закалка, прокатка при 300 С)

Динамическое деформационное старение стали сопровождается увеличением ширины терференционпых линий [441, 518 интервал максимального уширения линий совпадает с интервалом температур максимального изменения механических свойств. Как известно [519], основной вклад в уширение рентгеновских интерференций вносят размеры областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей и величина микроискажений кристаллической решётки матрицы. Поэтому методом аппроксимации проводили разделение общего уширения рентгеновских интерференций на уширение за счет малости областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей ( )) и уширение за счет величины микроискажений кристаллической решетки а-фазы (Да/а). Установлено, что прокатка с обжатием 15% в интервале температур динамического деформационного старения приводит к дроблению областей когерентного рассеяния и росту микроискажений кристаллической решетки а-фазы [11, с. 201]. Аналогичные результаты получили Лиль и Лёв [480] при дефор- [c.277]

После деформации с обжатием 26—28% изменяются в основном микроискажения кристаллической решетки, размеры областей когерентного рассеяния мало изменяются во всем интервале температур деформации. Физическое уширение линии (220) изменяется в зависимости от температуры деформации так же, как величина микроискажений кристаллической решетки а-фазы. После прокатки углеродистых сталей с обжатием 26—28% отношение ширины линии (220) к ширине линии (ПО) укладывалось в пределах три—шесть, но для большинства температур прокатки, в том числе в интервале температур динамического деформационного старения, оно было ближе к шести. Согласно данным работы [519], это указывает на то, что уширение рентгеновских линий происходит преимущественно за счет микроискажений кристаллической решетки а-фазы и в меньшей мере — за счет малости блоков. В этих условиях микроискажения могут быть рассчитаны по истинному физическому уширению линий вполне достоверно [506]. Малый вклад блоков в уширение рентгеновских интерференционных линий после прокатки с обжатием 26—28% обусловлен, по-видимому, тем, что блоки, как известно, интенсивно дробятся при увеличении степени деформации до 10 15%, при дальнейшем увеличении степени деформации размеры их практически не изменяются [506, 520]. Количественную зависимость между характеристиками механических свойств и тонкой кристаллической структуры устанавливали на основании статистической обработки с определением критериев значимости полученных зависимостей по методике Браунли [521]. [c.278]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...