Термомеханическое упрочнение стали в заготовительном производстве
Внимание! эта страница распознана автоматически, поэтому мы не гарантируем, что она не содержит ошибок. Для того, чтобы увидеть оригинал, Вам необходимо
Если Вы являетесь автором данной книги и её распространение ущемляет Ваши авторские права или если Вы хотите внести изменения в данный документ или опубликовать новую книгу свяжитесь с нами по по .
Страницы: 1 2 3... 33 34 35 36 37 38 39... 70 71 72
|
|
|
|
зования фрагментированной субструктуры, которое, в свою очередь, зависит от скорости деформации. Однако зависимость здесь не является однозначной — упрочнение возрастает с повышением скорости деформации до какого-то определенного значения, превышение которого уменьшает долю этого вида упрочнения в общем упрочнении. Следовательно, для каждого конкретного случая существует определенная оптимальная скорость деформации, уровень которой должен определяться обязательно с учетом величины других параметров. Продолжительность последеформационной выдержки аустенитных и аустенитно-ферритных сталей также оказывает влияние на структуру и свойства. Повышение степени деформации, температуры и скорости приводит к сдвигу во времени этапов формирования горячедеформированной структуры: возврата, полигонизации и рекристаллизации в сторону меньших последеформационных выдержек [37]. Как свидетельствуют данные, полученные для стали 08Х18Н10Т, в случае деформации прп температуре 850°С следов рекристаллизации не обнаружено даже при последеформационной выдержке 1000 с при степенях деформации 10, 20 и 30%. С увеличением температуры до 1000°С прп е = 30 % количество рекристаллизованных зерен в случае последеформационной выдержки 1 с составило 35%, в случае последеформационной выдержки 100 с — 56%Увеличение температуры до 1100°С при той же степени обжатия привело к увеличению количества рекристаллизованных зерен от 49 (в случае немедленной закалки) до 95 % (в случае 1 ООО-секундной последеформационной выдержки). Для двухфазных сталей, помимо вышеописанных факторов, на структуру и свойства оказывает влияние температура отпуска (старения). В работе [16] изучали влияние ВТМО и последующего старения на структуру и свойства стали 08Х18Н12ТФ. Образцы сечением 22X22 мм подвергали ВТМО по следующему режиму: нагрев образцов до температуры 1140°С, прокатка после подстуживания до 900 °С за три прохода со скоростью 0,324 м/с (при суммарном обжатии 40%) и немедленная (контрольная) закалка в воде. Часть образцов подвергали старению при температурах 400, 500, 600°С в течение четырех часов, а после ВТМО также и старению при температуре 800°С с последующим охлаждением на воздухе. После ВТМО в микроструктуре стали происходят следующие качественные изменения: внутри ферритных зерен наблюдаются вкрапления вторичного аустенита (у') (что указывает на распад б-феррита при ВТМО), изменяется соответственно и его объемная доля (табл. 2.13); на межфазных границах б/у и б/у' появляется зубчатость, неоднократно наблюдавшаяся ранее после ВТМО аустенитных сталей [21]. Помимо зубчатости, существенным отличием структуры после ВТМО от структуры после обычной закалки яв ляется значительное уменьшение объемной плотности кру1шьп Химический состав составляющих стали Таблица 2.13 08Х18Н12ТФ после ВТМО и ОТО Вид обработки Фаза .Массовая до. тя элемента Сг Fe Ni (C-fN) Количество, % в-фазы карбонитридов ВТМО 6 Y' Ti(C, N) Обычная закалка Ti (С, N) 0,9 0,9 0,8 75,1 0,8 0,8 75,1 1,0 1,5 1,0 2,3 17,5 23,2 17,9 1,4 66,8 65,0 66,3 3,0 14,5 8,7 13,1 0,1 20,3 0,21 18,1 1,0 1,4 2,8 18,7 24,7 1,8 65,2 62,9 3,7 13,0 7,9 0,1 16,5 21,1 0,48 (1 — 10 мкм) карбонитридов титана Ti(C, N)', которые, по-видимому, исчезают в процессе высокотемпературной пластической деформации, хотя температура деформирования значительно ниже температуры растворения этих карбонитридов. Химический состав карбонитридов (см. табл. 2.12) показывает, что при их растворении в твердый раствор переходит значительное количество атомов эффективных карбидообразователей (титана, ванадия), которые в процессе охлаждения снова образуют специальные карбиды или карбонитриды. Действительно, как показал электронно-микроскопический анализ, после ВТМО в б-феррите наблюдается много мелкодисперсных карбидов типа М7С3 плотностью 10'^ см-^, которых практически не наблюдалось в исходном состоянии (рис. 2.18). В аустените, в котором растворимость углерода значительно выше, мелкодисперсных выделений не обнаружено нн в исходном состоянии, ни после ВТМО. Различие после ВТМО наблюдается и в дислокационной структуре уи б-фаз. Так, плотность дислокаций в аустените {р W 1,3 ХЮ"" см-2) приблизительно в два раза больше, чем в феррите. Если для аустенита характерно наличие параллельных малоугловых границ, расположенных на расстоянии 0,2— 1,0 мкм друг от друга, то в б-феррите образовавшиеся при ВТМО границы располагаются реже и имеют, как правило, большую разориентировку, достигающую 15—20°. Химический состав 8и у-фаз в стали 08Х18Н12ТФ до и после ВТМО различен (см. табл. 2.12). Содержание легирующих элементов во вторичном аустените (у'-фазе) практически идентично их содержанию в у-фазе ^. ' Качественный фазовый анализэтих выделений проводили методами петрографии; отношение концентраций углерода и азота [С]: [N] ж 2/3, ^ После обычной закалки от температуры 1200 °С -л последующего старения Вторичный аустенит, по данным работы [68], имеет химический состав, не Отличающийся от состава б-феррита. 70 71
Карта
|
|
|
|
|
|
|
|
Страницы: 1 2 3... 33 34 35 36 37 38 39... 70 71 72
Внимание! эта страница распознана автоматически, поэтому мы не гарантируем, что она не содержит ошибок. Для того, чтобы увидеть оригинал, Вам необходимо скачать книгу |
