ДОКЛАДЫ АКАДЕМИИ НАУК, 2014, том 459, № 5, с. 574-577
ФИЗИЧЕСКАЯ ХИМИЯ
УДК 669.15-194:539.24
ФОРМИРОВАНИЕ АКСИАЛЬНОМ ТЕКСТУРЫ ПРИ ВОЛОЧЕНИИ СТАЛИ С ПЛАСТИНЧАТОЙ СТРУКТУРОЙ © 2014 г. Академик В. М. Счастливцев, Н. А. Терещенко, И. Л. Яковлева, М. В. Чукин
Поступило 30.06.2014 г.
БО1: 10.7868/8086956521435014Х
Пластическую деформацию широко применяют для упрочнения металлов и сплавов. Одновременно с повышением прочностных характеристик при деформации часто возникает преимущественная кристаллографическая ориентировка зерен (текстура), что обусловливает анизотропию свойств поликристаллического материала и может существенно изменять эксплуатационные свойства изделия [1]. В двухфазных материалах эффективность деформационного упрочнения существенно выше, чем в однофазных; однако процесс их деформирования более сложен из-за различия кристаллических решеток и критических напряжений сдвига каждой из фаз. На деформационное поведение и текстуру двухфазных материалов оказывают влияние также количество и характер распределения этих фаз в структуре.
Технически важный сплав железо—углерод эв-тектоидного состава обладает структурой перлита, состоящей из колоний параллельных пластинок двух фаз [2]. Продуктами эвтектоидного распада аустенита являются карбид железа (цементит) и твердый раствор углерода в а-железе с ограниченной растворимостью (феррит). Цементит как фаза с высоким модулем упругости и прочностью определяет сопротивление внешней нагрузке, а другая фаза, пластичный феррит, способствует сохранению сплошности материала. При деформации пластинки цементита могут удлиняться, перерезаться или скалываться, что создает дополнительные препятствия для пластического течения. Кроме того, пластическая деформация инициирует перераспределение углерода между цементитом, ферритом и дефектами кристаллической решетки.
Институт физики металлов
Уральского отделения Российской Академии наук,
Екатеринбург
Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова
В настоящей работе на примере стали эвтекто-идного состава выявлены основные механизмы пластической деформации при одноосном нагру-жении материала с пластинчатой структурой. Установлено, что для успешного волочения и формирования аксиальной текстуры необходимо развитие ротационной моды пластической деформации; при этом пластинчатая структура продуктов эвтектоидного распада преобразуется в волнистую за счет образования полос локализованной пластической деформации.
Материалом для исследования служила проволока диаметром 15.5 мм, изготовленная из трех сталей промышленной выплавки. Содержание углерода во всех сталях близко к эвтектоидному (табл. 1). Первая сталь содержит минимальное количество легирующих элементов и может быть отнесена к стали 80. Вторая сталь отличается повышенным содержанием никеля (0.15 мас. %) и бора (0.0022 мас. %) и условно обозначена как 80НР. Третья сталь содержит больше ванадия (0.10 мас. %), обогащена хромом (до 0.33 мас. %) и соответствует марке 85ХФ. Структуру сталей изучали на тонких фольгах методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе 1ЕМ-200СХ. Для определения текстур деформации производили рентгеновскую съемку исследуемых сталей "на отражение" до а = 65° в излучении Со^Га1 на дифрактометре ДР0Н-2.0, оснащенном автоматизированной приставкой. Полученные при этом данные использовали для построения внутренней части полюсных фигур.
Стали 80 и 80НР применяли после операции патентирования, которая заключалась в нагревании до 980°С и изотермической выдержке при 544—550°С в свинцовой ванне; сталь 85ХФ использовали в горячекатаном состоянии. После этих обработок структура исследуемых сталей качественно близка, ее основу составляет пластинчатый перлит (рис. 1). Средний размер перлитных колоний составляет 2—4 мкм, межпластинчатое расстояние близко к 0.1 мкм. Большая часть пер-
ФОРМИРОВАНИЕ АКСИАЛЬНОЙ ТЕКСТУРЫ 575
Таблица 1. Химический состав исследуемых сталей (мас. %)
Номер стали Марка С Si Мп Сг № V в Р S
1 80 0.89 0.21 0.44 0.07 0.03 <0.01 0.0008 0.0110 0.0070
2 80НР 0.81 0.27 0.61 0.07 0.15 0.01 0.0022 0.0025 0.0025
3 85ХФ 0.92 0.26 0.70 0.33 0.03 0.10 0.0012 0.0098 0.0098
литных колоний имеет правильное, регулярное строение с параллельным расположением цемен-титных пластин; межфазная граница феррит-цементит эквидистантная и плоская, на ней отсутствуют ступени, скопления дислокаций. Картина электронной дифракции, полученная с отдельной колонии, имеет монокристальный характер и содержит рефлексы кристаллической ОЦК-ре-шетки феррита и орторомбической решетки цементита FeзC. Дифракционный контраст свидетельствует о том, что в пределах перлитной колонии присутствует единая ориентация ферритной составляющей, в то время как в соседних колониях перлита ориентировка феррита существенно различается. Таким образом, в состоянии, предшествующем волочению, исследуемые стали являются поликристаллическими и изотропными.
Далее осуществляли пластическую деформацию проволоки в многократном прямоточном волочильном стане И! 120/8. Истинную деформацию при волочении рассчитывали по формуле 6 = -21п(Б/Б0), где Б — диаметр после волочения, Б0 — исходный диаметр. На начальных этапах волочения деформационное поведение всех исследуемых сталей практически одинаково. Однако после обжатия е = 0.88 стали демонстрируют существенно различный запас пластичности. Для стали 80 наступает предел деформируемости, осуществлять дальнейшее волочение становится невозможным из-за развития многочисленных микротрещин, приводящих к повышенной обрывистости проволоки; для стали 80НР характерны единичные обрывы, в то время как проволока из стали 85ХФ отличается повышенной технологической пластичностью.
Структура перлитных колоний, имеющих перед обжатием правильное, регулярное строение, в процессе волочения претерпевает локальные изменения, в значительной степени зависящие от их ориентации относительно действующей нагрузки. По данным электронно-микроскопических исследований, в стали, деформированной до е = 0.88, можно выделить перлитные колонии двух морфологических типов, каждый из которых связан с определенным механизмом пластической деформации. В локальных объемах, изначально ориентированных вдоль направления действующей нагрузки, пластическая деформация осуществляется пре-
имущественно скольжением; перлитные колонии утоняются в поперечном сечении проволоки и вытягиваются в перпендикулярном направлении. При этом в процессе анизотропного изменения формы морфология цементита и ориентация ферритной составляющей сохраняются, а межпластиночное расстояние уменьшается. Судя по величине межпластиночного расстояния (~0.06 мкм), этот механизм пластической деформации в равной степени присущ всем исследуемым сталям.
В большей части перлитных колоний, расположенных наклонно относительно действующей нагрузки, морфологическое подобие исходному состоянию утрачивается. В результате деформации сдвигом пластины цементита теряют параллельность, изгибаются (рис. 2). В итоге пластинчатая форма карбидной фазы трансформируется в волнистую; картина электронной дифракции, полученная с подобного участка структуры, близка к кольцевой. Формирование волнообразных перлитных колоний обусловлено коллективным движением дислокационных ансамблей, сгруппированных в полосы локализованной пластической деформации [3].
Возникающая ориентационная неоднородность внутри перлитных колоний свидетельствует о реализации ротационного механизма пласти-
Рис. 1. Пластинчатый перлит в горячекатаной стали 85ХФ.
576
СЧАСТЛИВЦЕВ и др.
Рис. 2. Полосы локализованной деформации в перлитной структуре стали 85ХФ, подвергнутой пластической деформации волочением 5 = 0.88.
Рис. 3. Полюсная фигура {110} феррита стали 85ХФ, подвергнутой пластической деформации волочением 5 = 0.88: максимум 3.3; уровни 1, 2, 3.
ческой деформации. Судя по углу разворота це-ментитных пластин внутри перлитной колонии (углу ф), склонность исследуемых сталей к проявлению ротационной моды пластической деформации неодинакова. В стали 80 ротационная пластичность ограничена (6° < ф < 20°), так как в результате де-формационно-индуцированного растворения цементита ферритная составляющая перлита оказывается пересыщенной по углероду и перемещение дислокаций блокируется атомами внедрения [4]. В легированных сталях термодинамический стимул к распаду цементита существенно меньше [5], дислокации в процессе деформирования остаются подвижными. Поэтому способность к ротационной пластичности проявляется наиболее полно (10° < ф < 55° для стали 80НР и 20° < ф < 80° для стали 85ХФ).
Разворот большого числа локальных микрообъемов, наблюдаемый на микроуровне, приводит к появлению преимущественной ориентации фер-ритной составляющей перлитных колоний в масштабе поперечного сечения проволоки. О развитии ротационной пластичности на макроуровне можно судить по формированию текстуры деформации. На рис. 3 приведено распределение полюсов плоскости типа {110} феррита для образца стали 85ХФ после волочения. Плоскость полюсной фигуры перпендикулярна поперечному сечению проволоки, в центре полюсной фигуры располагается нормаль к поперечному сечению проволоки. Наблюдается четкая аксиальная текстура (110), типичная для одноосной деформации ОЦК-металлов. Области повышенной полюсной плотности четко ограничены, текстурные максимумы явно выражены. Максимальное значение интенсивности относится к общему текстурному максимуму. Распределение полюсной плотности
свидетельствует о том, что однонаправленные элементы структуры, формирующие текстуру в стали 85ХФ, достаточно дисперсные. Угол рассеяния текстуры составляет 10°—15°.
В стали 80НР формируется менее совершенная текстура, полюсную фигуру этой стали отличает явно выраженная асимметрия. Максимальное значение интенсивности относится не к общему текстурному максимуму, а к отражениям от отдельных микрообъемов. Распределение полюсной плотности указывает на то, что структурные образования, дающие вклад в отражение, достаточно крупные. Угол рассеяния текстуры составляет 20°—25°.
В стали 80 текстура отсутствует. На полюсной фигу
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.