Реферат: Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов

Бернштейновские чтения





по термомеханической обработке

металлических материалов,

посвященные 90-летию со дня рождения

профессора М.Л.Бернштейна


27 - 29 октября 2009 г.

МИСиС, Москва

Организаторы:


Министерство образования и науки РФ

ФГОУ ВПО ГТУ «Московский институт стали и сплавов»



Организационный комитет:


проф., д.ф.-м.н. Капуткина Л.М. – председатель

проф., д.т.н. Добаткин С.В.

проф., д.ф.-м.н. Прокошкин С.Д.

проф., к.т.н. Прокошкина В.Г.

в.н.с., д.т.н. Самедов О.В.


Благодарность:


1. К.т.н. Бруну Е.М.

- за спонсорскую поддержку.

2. Сотруднику каф. ПДСС МИСиС Науменко О.М.

- за рисунок.

3. Асп. Чирковой А.В.

- за оформление сборника тезисов.


Пленарная секция






^ ПРИРОДА ФОРМИРОВАНИЯ И ЭВОЛЮЦИИ МЕЗОДЕФЕКТОВ В

ПРОЦЕССЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ


В.В. Рыбин1, Г.Е. Коджаспиров2

1^ ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», г. Санкт-Петербург

2Санкт-Петербургский государственный политехнический университет

Проанализирована природа формирования и закономерности эволюции мезодефектов в процессе термомеханической обработки (ТМО) стали. Показано, что, в общем случае, следует различать три моды подобных структурных превращений. Первая из них сводится к процессу фрагментации кристаллов в условиях интенсивной пластической деформации и созданию большеугловых границ деформационного происхождения. Вторая мода проявляется в виде термически активируемых процессов полигонизации и рекристаллизации, которые происходят как во время деформации, так и во время после- и междеформационных пауз. Наконец, третья мода, реализуемая только в сталях на основе ОЦК решетки, есть ничто иное, как формирование специфической дефектной структуры, характерной для нормальных промежуточных и мартенситных превращений, которые происходят при охлаждении заготовки, если температура ее опускается ниже Аr3. Типичными структурными признаками для всех перечисленных мод превращений является формирование в объеме обрабатываемой стали ультрамелкодисперсной структуры, состоящей из средне- и (или) сильноразориентированных кристаллов(фрагментов) с размерами порядка 0,2…1 мкм. В процессе ТМО эти моды, накладываясь, взаимно усиливают или ослабляют друг друга. В зависимости от конкретного режима ТМО (деформации и охлаждения) их относительный вклад в формирование конечной структуры может сильно различаться, что приводит к столь же заметным различиям в механических и служебных свойствах заготовок и деталей, получаемых при реализации ТМО.

^ Роль Текстуры в повышении хладостойкости листового

проката из низкоуглеродистой стали, подвергнутой ТМО

В.М. Счастливцев1, Т.И.Табатчикова1, И.Л. Яковлева1, Л.Ю. Егорова1,

И.В. Гервасьева1, А.А. Круглова2, Е.И. Хлусова2, В.В. Орлов2

^ 1 Институт физики металлов УрО РАН, г.Екатеринбург, tabat@imp.uran.ru

2 ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», г.Санкт-Петербург, vvv@prometey2.spb.su

Одно из главных требований, предъявляемых к материалу листов из низкоуглеродистых низколегированных свариваемых сталей повышенной прочности (σт=500-690 МПа), предназначенных для изготовления трубопроводов, состоит в том, чтобы не происходило хрупкого разрушения. При этом в качестве доминирующего фактора, определяющего характер разрушения материала, является его структурное состояние. Характер разрушения во многом зависит от кристаллографической текстуры, формирующейся в процессе прокатки листов.

Исследована структура стали 06Г2НДМФБ, подвергнутой двухстадийной термомеханической обработке (ТМО). Не было обнаружено ослабленных слоев металла за счет присутствия хрупких фаз или неметаллических включений по сечению листа, однако излом имел слоистый характер.

Рентгеноструктурным методом с помощью анализа функции распределения ориентировок (ФРО) определена текстура в листовом прокате. Показано, что при ТМО в стали 06Г2НДМФБ возникает многокомпонентная ограниченная текстура с элементами аксиальности и с наличием следующих компонент: {113}<110>, {112}<110>, {100}<011>, {332}<113>. В центральном слое листов интенсивность кубической компоненты текстуры {100}<011> выше, чем в поверхностном слое. Обнаруженные компоненты текстуры являются результатом трансформации текстуры аустенита, формирующейся при горячей прокатке, в текстуру α-фазы бейнита при γ→α-превращении, происходящем с соблюдением ориентационной связи между γ- и α-фазами.

Установлено, что в результате двухстадийной ТМО в стали 06Г2НДМФБ формируется бейнитная структура, для которой характерны субзерна, разориентированные на 5-7 градусов. Увеличение угла разориентировки субзерен, появление текстуры и особенности внутризеренного контраста свидетельствуют о существовании ротационной моды пластической деформации, что приводит к уменьшению напряжений скола σскz за счет ослабления связи по направлению, перпендикулярному плоскости прокатки и образованию трещин расслоения.

Повышение доли кубической компоненты текстуры {100}<011> равнозначно формированию неких ослабленных поверхностей в листовом прокате и образованию трещин расслоения. Это приводит к изменению характера напряженного состояния от плоскодеформированного к плосконапряженному, что способствует повышению ударной вязкости. Показано, что изменение режимов ТМО с окончанием прокатки в аустенитной области, приводящее к увеличению доли кубической компоненты текстуры {100}<110>, сопровождается увеличением ударной вязкости (хладостойкости) листового проката из исследованной стали.

Работа выполнена по плану РАН (тема № г.р. 01.2.006 13392) и при частичной финансовой поддержке грантов НШ 643.2008.3 и РФФИ 08-02-00047, фонда науки и образования «Интелс» (грант № 60-08-02), а также программы междисциплинарных исследований УрО РАН (проект № 34).

^ КОНТРОЛИРУЕМЫЕ ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ КАК ОСНОВА

ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ

АВТОМОБИЛЕСТРОЕНИЯ

Н.М. Фонштейн

ArcelorMittal, Global R&D East Chicago, USA

nina.fonstein@arcelormittal.com


Обеспечение растущих требований к снижению удельного расхода горючего при одновременном внедрении международных норм безопасности пассажиров автомобилей в решающей степени возможно только за счет повышения прочности используемых сталей. В перспективных моделях автомобилей, планируемых к запуску в 2010-2015 году, ожидается, что стали с прочностью от 600 и до 1500 МПа займут до 35-45% от массы «черного кузова».

В составе этих так называемых ПВПС (прогрессивных высокопрочных сталей) превалирующую роль играют двухфазные ферритно-мартенситные стали с прочностью до 1200 МПа, ТРИП (или ПНП) стали (т.е стали с эффектом пластичности, наведенной превращением) с прочностью до 800 МПа, а также мартенситные стали с прочностью в диапазоне 900-1550 МПа, в которых мартенситное превращение протекает при охлаждении с прокатного нагрева или при термической обработке на металлургических заводах, либо при закалке в штампах при изготовлении деталей автомобилей.

Растущее количество высокопрочных сталей требует защиты от коррозии, что подразумевает поставку в оцинкованном виде преимущественно при использовании горячего цинкования, что исключает получение необходимой структуры и регламентированного соотношения структурных составляющих не только при использовании закалки в воду, но часто и использование какого либо ускоренного охлаждения. Это обусловливает необходимость оптимизации и строгого контроля фазовых и структурных превращений при нагреве, а также при непрерывном охлаждении или квази-изотермических выдержках, являющихся неотъемлемыми стадиями термического цикла современных непрерывных термических агрегатов.

Усложнение дизайна элементов безопасности автобилей выдвигает повышенные требования к поведению ПВПС при изгибе и раздаче отверстия, что, в свою очередь, выявило определенные преимущества мультифазных сталей с бейнитной матрицей.

В предлагаемом докладе описываются фундаментальные положения, лежащие в основе разработки технологических процессов получения горече- и холоднокатаных ПВПС.

^ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛИЧЕСКИХ

МОНОКРИСТАЛЛОВ: ОТ ТЕОРИИ К ПРАКТИКЕ

В.И. Левит

ВИТАЛД Л.Л.С. Хиллиард, Огайо, США, vlevit@gmail.com


В монокристаллах методами зонной очистки достигнуты уровни чистоты, недостижимые в поликристаллическом материале. Монокристаллы чистых металлов в течение прошлого века были популярным объектом для изучения физических и механических свойств, зависящих от ориентации и линейных размеров. В частности исследования термомеханической обработки на монокристаллах позволили однозначно разделить области, претерпевшие динамическую рекристаллизацию, как от нерекристаллизованных, так и от рекристаллизованных в условиях охлаждения без нагрузки.

Эволюция структуры сверхчистых металлических монокристаллов при больших пластических деформациях завершается достижением установившейся стадии, на которой размеры и разориентировки структурных элементов стабилизируются и дальше не зависят от степени деформации. Возврат и рекристаллизация при последующем нагреве могут только увеличить размеры структурных составляющих, но никак не уменьшить их. Таким образом, устанавливается физически обоснованный минимальный размер зерна, который может быть создан в данном материале методами термомеханической обработки. Во некоторых случаях он заметно превышает пределы наношкалы. Определенные перспективы в измельчении структуры методами больших деформаций связаны с двухфазными материалами, в которых комплексная реакция рекристаллизация-старение может формировать микро- (нано)-дуплексную структуру.

Испытание механических свойств в условиях переменных параметров: температуры, скорости деформации, числа активных систем скольжения и длины свободного пробега дислокаций представляет собой другую область успешного использования монокристаллов. Например найдены условия, в которых монокристаллы системы никель-алюминий могут быть однородно растянуты в единственной активной системе скольжения до удлинения более чем 300%. Разориентировки сформированной при этом субструктуры не превышают пять градусов. Таким образом показана принципиальная возможность подвергать монокристаллы значительной пластической деформации и сохранять структуру, не содержащую большеугловых границ.

Опыты на монокристаллах высокочистого ниобия, прокатанного при комнатной температуре и отожженного при 800-1200° С обнаружили перспективу получения монокристалльных листов из равноосных литых заготовок методами многократной прокатки и отжигов. Дальнейшие исследования имеет смысл сконцентрировать также на получении листовых монокристаллов методами направленной рекристаллизации с заранее ориентированными зародышами.

Практическое применение листовых монокристаллов уже успешно опробовано для гидроформовки осесимметричных сверхпроводящих каналов в ускорителях элементарных частиц. Магнитные потери в монокристаллических каналах ниже, чем в стандартных. Потенциальное поле для промышленного внедрения монокристаллических листов это устройства бысоких технологий, требующие особой однородности поверхности испарения или растворения атомов: например мишени для напыления компютерных чипов, катоды и т.д.

^ РОЛЬ ДИФФУЗИОННО-КОНТРОЛИРУЕМЫХ ПРОЦЕССОВ В

ФОРМИРОВАНИИ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ОБЪЕМНЫХ СУБМИКРО-

И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ

Ю.Р. Колобов, А.Г. Липницкий, М.Б. Иванов

^ Научно-образовательный и инновационный центр «Наноструктурные

материалы и нанотехнологии» Белгородского государственного университета,

kolobov@bsu.edu.ru

Рассматриваются особенности зернограничной диффузии в субмикрокристаллических (СМК) и нанокристаллических (НК) металлических материалах, полученных воздействием интенсивной пластической деформации в сочетании с обычными приемами механо-термической обработки [1]. Проводится анализ результатов исследований процессов диффузии в НК материалах методами компьютерного моделирования на атомном уровне и сопоставляются результаты таких исследований с данными диффузионных экспериментов [2]. Обсуждается роль диффузионно-контролируемых процессов в развитии пластической и сверхпластической деформации металлов и сплавов [3, 4].

Формирование СМК и НК состояний в нелегированном титане воздействием большой пластической деформации методом радиально-сдвиговой и винтовой прокаток в сочетании с традиционными методами механо-термической обработки позволяет достичь высокой однородности в распределении зерен по размерам в отличие от неоднородной полосовой мелкозернистой структуры, формирующейся при прокатке титана в обычных условиях. В СМК и НК титане активизация диффузионных процессов приводит к перераспределению элементов внедрения, выделению дисперсных фаз типа карбидов титана, что повышает термостабильность структуры и приводит к подавлению локализации деформации на мезо- и макроуровне. Вследствие этого повышается прочность при сохранении пластичности, увеличивается предел выносливости при циклическом нагружении. Достигнутые прочностные характеристики позволяют использовать нелегированный СМК и НК титан в качестве материала для изготовления медицинских имплантатов в травматологии и стоматологии.


Kolobov Yu.R., Valiev R.Z., Grabovetskaya G.P. at al. Grain Boundary Diffusion and Properties of Nanostructured Materials. – Cambridge International Science Publishing. – 2007. – 250 p.

Колобов Ю.Р., Липницкий А.Г., Неласов И.В., Грабовецкая Г.П. Исследования и компьютерное моделирование процесса межзёренной диффузии в субмикро- и нанокристаллических металлах // Известия вузов. Физика. – 2008. – № 4-5. – с. 20-39.

Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зерен и пластичность металлических поликристаллов. – Новосибирск: Наука. – 1998. – 184 с.

Колобов Ю.Р., Каблов Е.Н., Козлов Э.В. и др. Структура и свойства интерметаллидных материалов с нанофазным упрочнением. - Москва: МИСиС. - 2008. – 328 с.

^ ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ НАСЛЕДСТВЕННОСТЬ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ

КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ

А.В. Кудря

ФГОУ ВПО ГТУ «Московский институт стали и сплавов»

AVKudrya@misis.ru

В производстве материалов отклонения от нормы на разных операциях и переделах, как правило, сложным образом взаимосвязаны (технологическая наследственность), отсюда потери качества в металлургии "на стыках" - вследствие несогласованности действий и результатов на разных переделах. Очевидно, что масштаб глубины прогноза качества (вперед, в следующие переделы) и обратных связей (предупреждение риска, воздействуя на предыдущие переделы), обеспечит уровень эффективности управления.

Для выявления факторов металлургического качества и создания необходимых средств управления важно понимание закономерностей эволюции структуры (дефектов) по технологической цепочке и механизмов разрушения разнообразных структур, исходя из измеряемой статистики их геометрии.

Неоднородность структур конструкционной стали ведёт своё начало от процессов кристаллизации, когда в соответствии с диаграммой фазового равновесия затвердевающий металл и расплав различаются по составу: по сечению слитка (зональная ликвация) и между осями дендритов и ячейками между ними (дендритная ликвация). Так, например, в улучшаемых сталях с сохранившейся литой структурой ликвация приводит к образованию двух взаимосвязанных аномалий разрушения: камневидного излома и излома типа "белых пятен" [1].

Дендритная неоднородность сохраняется в прокате, когда переменное содержание легирующих элементов (и углерода) в полосах ликвации создаёт разницу в критической скорости охлаждения аустенита, поэтому одинаковая скорость охлаждения порождает широкий спектр структур (структурная полосчатость). Причиной полосчатости проката могут также быть силикаты и сульфиды, кристаллизующиеся внутри ячейки дендрита. После их "раскатки" в нитку (при прокатке) вблизи включений образуются области, обеднённые или обогащённые углеродом, соответственно. Совместное действие ниток сульфидов и прилегающих полос перлита, к примеру, может привести к образованию шиферообразного излома, расслоев в низколегированных сталях при разрушении [2].

Подобные явления часто наблюдаются даже в достаточно хорошо отлаженных технологиях и носят "перемежающийся" характер из-за неблагоприятного сочетания малых возмущений номинально неизменной технологии, в пределах допускаемого ею разброса параметров процесса, или от непредвидимых, но временами повторяющихся сбоев – в работе оборудования или в исходных материалах. Резко сузить разброс обычно не позволяет оборудование и инструментальные средства контроля процесса.

Для снижения размерности пространства поиска и успешного прогноза вероятности возможных отдаленных последствий малых возмущений (и их неблагоприятных сочетаний) в технологической цепочке и управляющих воздействий, также эффективны процедуры "раскопок данных" (data mining) производственного контроля, использование оптимальных средств и тактики измерения разнообразных структур и механизмов их разрушения в широких масштабах наблюдения.


Штремель М.А., Алексеев И.Г., Кудря А.В. // Изв. РАН. 1994. № 2. С. 96-103.

Кудря А.В., Соколовская Э.А., Салихов Т.Ш., Скородумов С.В. В сб. Трудов XLVIII Международной конференции"Актуальные проблемы прочности"–ТольяттиТГУ.2009 С. 250 – 252

^ ВЫСОКОСТОЙКИЕ ШТАМПОВЫЕ СТАЛИ С РЕГУЛИРУЕМЫМ АУСТЕНИТНЫМ ПРЕВРАЩЕНИЕМ ПРИ ЭКСПЛУАТАЦИИ,

СКЛОННЫЕ К НАНОФАЗНОМУ УПРОЧНЕНИЮ

А.А. Кругляков

^ Санкт-Петербургский государственный морской технический университет

В последние годы всё более остро стоит вопрос о выборе материала для инструментов горячего формообразования, разогревающихся при эксплуатации до 700-800°C, например, для матриц и пресс-шайб горячего прессования сталей, медных и никелевых сплавов.

В настоящей работе рассматриваются основные принципы легирования и упрочняющей обработки нового класса штамповых сталей – сталей с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации (стали с РАПЭ), склонные к нанофазному упрочнению. Главной отличительной особенностью этих сталей по сравнению с традиционными является то, что в исходном состоянии они имееют ферритную основу (следовательно, хорошо обрабатываются резанием), а работают в аустенитном состоянии. Причём, образовавшийся аустенит должен быть склонен к деформационному, дисперсионному или комплексному нанофазному упрочнению при температурах разогрева инструмента.

Исследовано влияние углерода, хрома, молибдена, ванадия, никеля и азота на механические свойства устойчивого и переохлаждённого аустенита при температурах 800-400°C, определено рациональное содержание этих элементов в штамповых сталях с РАПЭ.

Исходя из теории легирования этих сталей показано, что может быть несколько основных путей нанофазного упрочнения для повышения прочности и износостойкости аустенита при высоких температурах:



интенсивная пластическая деформация поверхностного слоя инструмента, приводящая к образованию нано зернистой структуры;

для торможения процессов рекристаллизации при рабочих температурах необходимо иметь в структуре наноразмерные избыточные фазы;

получение инструмента из порошков, с последующим использованием вышеуказанной технологии.



Для реализации данных требований были разработаны стали в литом и порошковом варианте следующих схем легирования:


Cr-Ni-Mo-Co-V; Cr-Si-Ni-Mo-V; Cr-Si-Mn-Ni-Mo-V; Cr-Ni-Mo-V-N


Такие стали хорошо зарекомендовали себя для изготовления инструментов, работающих в тяжёлых температурно-силовых условиях в области температур 700-800°C.

На базе этих сталей разработаны наплавочные материалы, позволяющие восстанавливать изношенный инструмент, тем самым увеличивая срок его эксплуатации.

Промышленное внедрение получили стали ЭП930 и ЭК92. Эти стали имеют сравнительно низкую температуру Ас1 (600-620°C) и обладают высокой устойчивостью переохлаждённого аустенита в перлитной области, что собственно и предопределяет возможность их использования в аустенитном состоянии.

Для обеспечения заданного уровня механических свойств используются упрочняющие обработки, обеспечивающие эффект деформационного, дисперсионного или комплексного нанофазного упрочнения аустенита. В стали ЭП930 превалирующим является деформационное упрочнение, в стали ЭК92 – комплексное деформационное и дисперсионное упрочнение.

В первом случае после аустенизации при 950°C сталь охлаждают до 400-450°C и подвергают 3-4 кратной деформации со степенью 0,5-1,0% за цикл. А затем производят нагрев до рабочих температур. Во втором случае после многократной деформации при 400-450°C производят старение при 750°C в течение 30-60 мин. Механические свойства сталей в аустенитном состоянии приведены в табл. 1:

Таблица 1

Механические свойства сталей ЭП930 и ЭК92


Марка стали

Температура

испытания, °C

Механические свойства

σ0,2, МПа

σb, МПа

δ, %

ψ, %


ЭП930

700

380

415

22,0

62,0

750

325

390

23,2

62,5

800

235

250

30,7

61,3


ЭК92

700

586

650

19,4

61,5

750

536

605

20,8

62,6

800

351

394

22,5

67,0


До настоящего времени стали с РАПЭ, склонные к нанофазному упрочнению, не получили должного развития и применения в мировой практике. Они принципиально отличается от существующих до сих пор штамповых сталей типа немецкой X30WCrV93 и соответственно американской H21 или H21A (ASTM), намного превосходя их по стойкости.

Производство и широкое внедрение указанных сталей и наплавочных материалов в России и других странах при изготовлении прессового инструмента позволит повысить в 5-10 раз стойкость тяжелонагруженных матриц и пресс-шайб при обработке труднодеформированных сплавов на медной основе Л63, БрАЖН10-4-4 и др. и получить значительный экономический эффект.

^ ВЫСОКОСКОРОСТНАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ТИТАНА
110>011>011>113>011>110>110>
^ ПРИ ДИНАМИЧЕСКОМ КАНАЛЬНО-УГЛОВОМ ПРЕССОВАНИИ

ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ

В.И. Зельдович1, Е.В. Шорохов2, Н.Ю. Фролова1,

И.Н. Жгилев2, А.Э. Хейфец1,И.В. Хомская1

1^ Институт физики металлов Уральского отделения РАН, г. Екатеринбург zeldovich@imp.uran.ru

2Российский федеральный ядерный центр-ВНИИТФ им. акад. Е.И.Забабахина,

г. Снежинск


Динамическое канально-угловое прессование (ДКУП) представляет собой высокоскоростной вариант равноканального углового прессования 1. Было показано 2, что при ДКУП титана при комнатной температуре, наряду с требуемым измельчением микроструктуры, наблюдаются сильные эффекты локализации деформации: появляются полосы адиабатического сдвига (ПАС) и трещины вдоль них. Для устранения таких нежелательных эффектов было необходимо повысить температуру ДКУП. В докладе рассматриваются структурные изменения в титане, которые происходят при ДКУП при повышенных температурах, и сравниваются с теми изменениями, которые наблюдались в процессе ДКУП при комнатной температуре. Образцы титана марки ВТ1-0 были нагреты до разных температур (390 и 500С), разогнаны со скоростью 300 м/с и подвергнуты деформации в пересекающихся под углом 90 каналах. Повышение температуры ДКУП предотвратило образование трещин и ПАС, которые имели место при ДКУП при комнатной температуре. В результате ДКУП титана при 500С получена структура, представляющая собой смесь мелких рекристаллизованных зерен (размером 2-3 мкм) и нерекристаллизованных участков (микродуплексная структура). Образование рекристаллизованных зерен обусловлено повышением температуры в местах локализации деформации и является механизмом релаксации напряжений. Рекристаллизованные зерна группируются в наклонные протяженные полосы сдвига (крупномасштабная релаксация) и в короткие изогнутые цепочки, располагающиеся между наклонными полосами (мелкомасштабная релаксация). Нерекристаллизованные участки состоят из удлиненных субзерен (поперечный размер 200-300 нм), образовавшихся в результате динамической полигонизации. При втором проходе наблюдается дальнейшая диспергизация структуры. Размер рекристаллизованных зерен уменьшается вдвое (до 1 мкм), зерна-субзерна в нерекристаллизованных участках приобретают равноосную форму с размером 200-300 нм. Структура становится более однородной.

Работа выполнена по плану РАН (тема № г.р. 01.2.006.13392), при частичной поддержке РФФИ (грант 08.03.00106), Программы Президиума РАН "Теплофизика и механика экстремальных энергетических воздействий и физика сильно сжатого вещества", Программы междисциплинарных фундаментальных исследований УрО РАН (проект 34) и гранта НШ-643.2008.3.


1. Шорохов Е.В., Жгилев И.Н., Валиев Р.З. Способ динамической обработки материалов: Патент № 2283717. РФ // Бюллетень изобретений. 2006. №26.

2. Зельдович В.И., Шорохов Е.В., Фролова Н.Ю. и др. Высокоскоростная деформация титана при динамическом канально-угловом прессовании // ФММ. 2008. Т.105. №4. С.431-437.

^ ДИНАМИЧЕСКАЯ МОДЕЛЬ ОБРАЗОВАНИЯ МАРТЕНСИТНЫХ

КРИСТАЛЛОВ КЛИНОВИДНОЙ ФОРМЫ (КРАЕВОЙ ЭФФЕКТ)

М.П. Кащенко, В.Г.Чащина, С.В. Вихарев

Уральский государственный лесотехнический университет, г. Екатеринбург, mpk46@mail.ru


Для мартенситных кристаллов, как и для компонент тонкой двойниковой структуры (ДС), типичной является пластинчатая форма. Однако края кристалла (как и компонент ДС), начинающего или прекращающего рост вблизи неоднородностей (например, при взаимодействии с границами зерен, а также с другими сформировавшимися и формирующимися кристаллами) зачастую имеют клиновидную (в сечении игольчатую) форму. При модельном описании упругого двойникования и формирования термоупругих кристаллов со скоростями, существенно меньшими скорости звука, клиновидная форма перестраивающихся областей кристаллов достаточно наглядно интерпретируется в рамках дислокационного подхода [1]. Однако такая трактовка неприемлема при сверхзвуковой скорости роста мартенситных кристаллов, хорошо описываемой в рамках концепции управляющего волнового процесса [2, 3]. В [3] поперечный размер d активной динамической ячейки в форме вытянутого прямоугольного параллелепипеда конкретизируется из требования выполнения на границе управляющего волнового процесса порогового условия для деформаций. Модули деформаций сжатия и растяжения в ортогональных направлениях в объеме ячейки превышают пороговые значения, достигая максимумов в центре ячейки. В результате в условиях компенсации затухания управляющих волн процессами усиления (за счет генерации фононов неравновесными электронами) оказывается возможным процесс быстрого формирования пластинчатого кристалла мартенсита (или мидриба) постоянной толщины. При наличии пространственной неоднородности, приводящей к дополнительному (и нарастающему в случае приближения к ней) вкладу в затухание управляющих волн, баланс усиления и потерь для волн на границе управляющего процесса может достигаться путем изменения величины d. Таким образом, при неизменных длинах волн λ в составе управляющего волнового процесса выполнение неравенства

d < λ/2

диктует снижение d при росте затухания волн (в ходе приближения к неоднородности) и увеличение d при уменьшении затухания волн (при удалении от неоднородности), что и обеспечивает естественное объяснение формирования клиновидной формы краев мартенситного кристалла.


Бойко В.С., Гарбер Р.И., Косевич А.М. Обратимая пластичность кристаллов.М.: Наука. Гл. ред. физ.-мат. лит., 1991. 280 с.

Кащенко М.П. Волновая модель роста мартенсита при  превращении в сплавах на основе железа. Екатеринбург: УИФ “Наука”, 1993. 224 с.

Кащенко М.П., Чащина В.Г, Вихарев С.В. Система уравнений, задающих управляющий волновой процесс при реконструктивных мартенситных превращениях. XLVI Международная конференция “Актуальные проблемы прочности”, 15-17 октября 2007 г., Витебск, Беларусь: материалы конференции. Ч.2./ УО “ВГТУ”.─Витебск, 2007. С. 105-109.



Секция 1

«Структурные и фазовые превращения при термической и термомеханической обработке»






^ СТРУКТУРА И СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПРЕТЕРПЕВШИХ ИНТЕНСИВНУЮ ПЛАСТИЧЕСКУЮ ДЕФОРМАЦИЮ


М.М. Мышляев1,2, М.М. Камалов2

^ 1 Учереждение Российской академии наук Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г.Москва, myshlyae@issp.ac.ru

2 Институт физики твёрдого тела РАН, Черноголовка

Структура прутков, претерпевших равно-канальное угловое (РКУ) прессование, исследовано методами рентгенографии, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, дифракции обратно рассеянных электронов и ориентационной микроскопии.

Показано, что в процессе РКУ прессования образуется наноструктурное состояние. В большинстве зерен возникает дислокационная субструктура и субзерна. Наиболее развитая субструктура образуется в ходе прессования при повышенных температурах.

Изучено механическое поведение РКУ прессованных образцов с различной структурой и определены оптимальные температурные и деформационные условия для достижения наибольших деформаций до разрушения. Образцы с развитой субструктурой демонстрируют сверхпластичность (СП). Вопреки общепринятому мнению у образцов с наиболее мелким зерном деформация до разрушения оказалась незначительной. Наибольшая деформация до разрушения наблюдалась у образцов, претерпевших 10-и кратное РКУ прессование при 370C. Она достигала около 2000% при скорости деформации 102 с1 и 370C.

Механическое поведение образцов в условиях СП было изучено. Установлена стадийность высокоскоростной СП деформации и определены зависимости истинной скорости деформации от температуры, истинного напряжения и истинной деформации для стадии упрочнения и разупрочнения. Для них определены величины энергии активации и параметра чувствительности напряжения течения к скорости деформации m. Показано, реализуются деформации до 2000% и m  0,45, что отвечает СП течению.

Установлено, деформация на стадии упрочнения протекает со скоростью ~102 с1 и контролируется самодиффузией в объёме зёрен, что характерно для СП за счёт внутризёренного скольжения. Ей отвечает динамическая рекристаллизация «на месте». Установлено, на стадии разупрочнения деформация протекает со скоростью ~104 с1 и контролируется самодиффузией по границам зёрен, что типично для СП, обусловленной скольжением по границам зёрен.

Изучено структурное поведение в условиях СП. Получены данные, которые свидетельствуют о внутризёренном скольжении на первой стадии и о протекании динамической рекристаллизации с участием скольжения по границам зёрен и миграции их границ на последней стадии.

Работа выполнена при поддержке РФФИ.

^ ФОРМИРОВАНИЕ НАНОРАЗМЕРНОЙ СТРУКТУРЫ

В МАТЕРИАЛЕ ПРУЖИН


О.И. Шаврин

Ижевский государственный технический университет

shavrin@istu.ru


Получение объемных наноматериалов для их применения в технике возможно путем формирования наноразмерной структуры в материалах реальных деталей, применяя при их изготовлении комплексные процессы, влияющие на процессы перестройки структуры. Одним из таких процессов является высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО). В ходе высокотемпературной деформации формируется полигональная субструктура, размерами которой можно управлять оптимизируя параметры операций процесса – температуру и скорость нагрева, степень и скорость деформации, схему охлаждения. Определенное сочетание параметров позволяет добиться получения субструктуры имеющей наноразмеры. Исходя из общих представлений о процессах формирования и перестройки субструктуры горячедеформированной стали можно сформулировать требования к параметрам указанных операций процесса ВТМО, обеспечивающих получение наноразмерной субструктуры :

1- нагрев должен быть скоростным до минимальных температур, обеспечивающих гомогенизацию аустенита;

2 – степень и скорость деформации должны соответствовать области пика диаграммы горячего деформирования;

3 – началу закалки должна предшествовать последеформационная пауза.

Видом деталей, технология изготовления которых позволяет осуществлять ВТМО, реализуя сформулированные принципы, являются пружины получаемые горячей навивкой.

В этом случае роль упрочняющей деформации играет проходящая при навивке пружины пластическая деформация.

В результате осуществления ВТМО при горячей навивке пружин в поверхностных зонах (по наружному и внутреннему диаметрам пружины) после полного цикла термических операций (навивка, закалка с последеформационной паузой, отпуск при обычно применяемой температуре) были получены: субзерна в ферритной матрице размером 20-100 нм и карбиды размером 7-10 нм.

Для получения одинаковой структуры по всей длине пружины необходимо применять непрерывно-последовательно схему охлаждения пружины, обеспечивая постоянство последеформационной паузы для всех витков пружины. Постоянство структуры по виткам пружины обеспечивает их равнопрочность, чего нельзя добиться при обычно применяемых у производителей пружин методов закалки целиком навитой пружины.

Субструктура с наноразмерами, сформировавшаяся в пружине при ВТМО, определяет высочайшее качество пружины: в десятки раз увеличивает долговечность; на 30-35 % увеличивает уровень разрушающих напряжений при ограниченной долговечности; устраняет осадку пружин в процессе эксплуатации.

^ ФОРМООБРАЗОВАНИЕ ДЕТАЛЕЙ ПРИ СОВМЕЩЕНИИ С ПРОЦЕССОМ

СТАРЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg-Cu

О.Г. Сенаторова 1, В.В. Антипов 1, Р.И. Гирш 2, В.А. Соловьев 3,

В.В. Сидельников 1, В.В.Шестов 1


^ 1 Всероссийский институт авиационных материалов (ВИАМ), г. Москва

2 ОАО «ОКБ Сухого», г. Москва

3 Воронежское авиационно-строительное объединение (ВАСО)

admin@viam.ru


Формообразование (деформирование) деталей (особенно двойной кривизны типа обшивок крыла самолета) из высокопрочных алюминиевых сплавов типа В96ц-3пч, В95пч/оч является критическим технологическим процессом. Степень деформации строго регламентируется, т.к. она влияет на свойства, а сам процесс трудоемкий, нередко с использованием ручного труда.

Современным термодеформационным процессом является автоклавное формообразование, позволяющим за одну операцию получить близкую к требуемой форме деталь в результате плавной, однородной деформации – ползучести при ее совмещении со ступенчатым старением при повышенной температуре для высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu. Один из важнейших вопросов – правильный выбор термодеформационных параметров для обеспечения комплекса свойств, т.к. в условиях деформации ползучести протекает деформационное старение, при котором изменяется механизм упрочнения по сравнению с обычным старением в статических условиях.

^ СТРУКТУРА И СВОЙСТВА МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КОМПОЗИТОВ ПОСЛЕ

СВАРКИ ВЗРЫВОМ И ПАКЕТНОЙ ПРОКАТКИ

С.В.Гладковский, Е.А.Коковихин, Т.А.Трунина, Д.И.Вичужанин

^ Институт машиноведения УрО РАН, г. Екатеринбург

gsv@imach.uran.ru


Одним из перспективных методов получения объемных микро- и нанокристаллических слоистых металлических материалов с повышенным комплексом физико-механических свойств является накопительная пакетная прокатка с соединением слоев (ARB-accumulative roll-bonding) [1]. Однако при создании таких материалов возникает ряд трудностей с соединением слоев особенно для композитов из разнородных металлов и сплавов. В связи с этим в работе использовались как пакетная прокатка листовых заготовок углеродистой и нержавеющей стали, так и комбинированная обработка, включающая сварку взрывом и последующую холодную и теплую прокатку композита на прокатном стане «дуо/кварто» с диаметром валков 55 и 260 мм.<