Повышение конструктивной прочности малоуглеродистых легированных сталей за счет формирования дисперсных многофазных структур при деформационных и термических обработках

• Автор: Пышминцев, Игорь Юрьевич
• Шифр специальности: 05.16.01
• Научная степень: Докторская
• Год защиты: 2004
• Место защиты: Екатеринбург
• Количество страниц: 440 с. : ил.

ВВЕДЕНИЕ
1. ЭФФЕКТЫ ЗЕРНОГРАНИЧНОГО УРОЧШИЯ В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ С УЛЬТРАМЕПКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРОЙ
1.1. Оценка механических свойств металлов, подвергнутых интенсивной пластической деформации

1.2. Влияние параметров микроструктуры на сопротивление деформации и разрушению

1.2.1. Интенсивная пластическая деформация и последующая термическая и термодеформационная обработка
1.2.2. Структура и свойства ультрамелкозернистых сплавов с высокой удельной прочностью
1.2.2.1 Формирование структуры и механических свойств однофазного титанового сплава ВТ при интенсивной деформации и последующей обработке
1.2.2.2 Структура, фазовый состав и свойства высокопрочных ультрамел козернистых сплавов
1.2.3. Влияние структуры на механические свойства сплавов железа и характеристики деформационного упрочнения

ультрамслкозсрнистого феррита

2. ВЛИЯНИЕ УПРОЧ1ЯЮЩИХ СТРУКТУРНЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ НА СВОЙСТВА СТАЛЕЙ С ФЕРРИТНОЙ МАТРИЦЕЙ
2.1. Влияние микроструктуры феррита механические свойства при различных схемах напряженного состояния
2.2. Структура и механические свойства ферритомартенсигных сталей
2.3. Влияние параметров микроструктуры на прочность и пластичность низколегированных ферритоперлитных сталей
2.4. Влияние вторых фаз на механические свойства низколегированных бссиерлитных сталей
2.5. Использование сильных деформаций для упрочнения проката из низколегированных сталей
УПРОЧНЕНИЕ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С МАТРИЦЕЙ ИЗ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ПРОДУКТОВ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
3.1. Формирование структуры малоуглеродистых легированных сталей
3.1.1 Распад аустснита при непрерывном охлаждении
3.1.2 Структурные и фазовые превращения при отпуске и отжиге в межкритичсском интервале температур
3.2. Влияние основных структурных факторов на комплекс свойств
3.3. Деформационное и термическое упрочнение малоуглеродистых сталей в межкритическом ипервалс температур
3.4. Влияние остаточного аустенита на сопротивление разрушению при различных схемах напряженною состояния
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НИЗКОЛЕГ ИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ СО СЛОЖНОЙ ГЕТЕРОФАЗНОЙ СТРУКТУРОЙ И МЕТАСТАБИЛЫ1ЫМ АУСТЕНИТОМ
4.1. Формирование структуры ферритобейнитных сталей, усиленных ТРИПэффектом
4.1.1. Отжиг холоднодеформированной стали в межкритическом иггсрвале температур
4.1.2. Изотермическое бейнитное превращение
4.2. Деформационное у прочнение и разрушение ферритобейнитных сталей, усиленных ТРИПэффектом
4.2.1. Эффекты превращения аустенита при деформации
4.2.2. Влияние схемы напряженного состояния на структурные и фазовые превращения при деформации
4.2.3. Моделирование деформационного упрочнения
4.2.4. Влияние деформации с высокими скоростями на механические свойства
4.3. Структу ра и свойства термомеханически упрочненных гетерофазных листовых сталей ВЫВОДЫ
5. ТЕРМИЧЕСКОЕ УРОЧНЕНИЕ ИЗДЕЛИЙ ОТВЕТСТВЕННОГО
НАЗНАЧЕНИЯ
5.1. Управление формированием структуры массивных изделий из низколегированных сталей за счет применения регулируемого закалочного охлаждения
5.2. Управление формированием структуры в крупногабаритных изделиях ответственного назначения из малоуглеродистых легированных свариваемых сталей
5.3. Упрочнение низколегированных сталей для холодной штамповки деталей кузова легковою автомобиля за счет создания гетсрофазных структур
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ источников


Повышение температуры предварительной деформации до 0С обеспечивает качественные изменения последующего деформационного поведения ИПД меди при комнатой температуре. Снижается предел текучести и временное сопротивление. Причем, первый снижается болсс интенсивно, и отношение предела текучести к временному сопротивлению заметно уменьшается. Удлинение в этом случае достигает максимального значения и превышает уровень, достигнутый в ИПД меди после кратковременного отжига при 0С. Очевидно, что укрупнение структуры здесь могло произойти при температуре, меньшей, чем это наблюдалось при отжигах изза длительности операции растяжения. Влияние предварительной деформации растяжением на механические свойства
Рис. Таким образом, в результате предварительной деформации при 0 С в ИПД меди было достигнуто наилучшее сочетание прочности и пластичности. Пренебрегая скоростной чувствительностью, можно считать, что возможность локализации деформации образования шейки при растяжении определяется соотношением интенсивности деформационного упрочнения бЯбе и данного напряжения течения Я. ДО1е8о,1ед 1. Таким образом, значительное равномерное удлинение при повышенном пределе текучести может быть обусловлено только достаточно высокой и стабильной скоростью деформационного упрочнения СМК материала, что, однако, противоречит известным из литературы данным о низкой скорости упрочнения в таких материалах . На рис. ИПД и в исходном нагартованном состоянии. Видно, что после отжиа при температурах значительно ниже интервала рекристаллизации, например при 0С, обеспечивается значительная разница между нагартованным и СМК состояниями. Как показано выше, отжиг при этих температурах слабо изменяет свойства по сравнению с ИПД состоянием, не приводя к качественным изменениям. При повышении температуры кратковременного отжига истинное напряжение для исходною нагартованного состояния мало изменяется, а для ИПД материала сначала несколько растет, достигая экстремальною состояния при Т0С. Именно при этой температуре, очевидно, еще нет крупных зерен в структуре. После появления некоторых крупных зерен при 0С истинное напряжение в момент образования шейки снижается, а после естественною роста зерна в ходе отжигов при более высоких температурах падает до 5МПа. Видно, что этот уровень напряжений близок к соответствующим значениям в исходном нагартованном и крупнозернистом отожженном состоя И И Я X. Таким образом. Как известно, равномерная деформация невелика для подавляющего большинсгва субмикро и нанокристалл ическнх материалов, что можно объяснить высоким сопротивлением началу деформации при высоком уровне остаточных напряжений. В материалах, полученных методами ИПД, вклад в предел текучести высокой плотности дислокаций в приграничных микрообъемах и напряжений достаточно велик, и сравним с вкладом границ зерен, что существенно затрудняет анализ влияния субмикрокристалличсского зерна на деформационное упрочнение. Влияние температуры кратковременного 3 мин. Рис. Отжиг в зависимости от температуры и продолжительности может в разной степени уменьшать предел текучести за счет снижения плотности дефектов и уровня остаточных напряжений, увеличивая тем самым равномерную деформацию. Как показано многочисленными исследованиями, путем отжига в меди трудно достичь совершенной дисперсной структуры изза роста отдельных зерен, что затрудняет разделение эффектов, связанных с границами зерен и с другими особенностями кристаллического строения. В этом состоянии малый размер большинства зерен может обеспечивать как относительно высокий предел текучести, так и стабильно высокую скорость деформационного упрочнения, и. Проз нал тируем изменение механических свойств при комнатной температуре после малой предварительной деформации при различных температурах. На рис. Расчет напряжений для деформаций меньше равномерной осуществлялся по соотношению аналогичному 1. Как отмечалось выше, деформация при 0С и выше может вызвать закономерный рост зерен, поэтому это состояние может характеризовать поведение крупнозернистого отожженного материала. Влияние температу ры прсдварггтельной деформации на деформационное упрочнение 6,
5. С 3 0С 4 0С Рис. МПа.