Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Аналитический обзор исследований механических свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей с учетом микроструктуры 14
1.1 Обзор особенностей микроструктуры и фазовых превращений низкоуглеродистых мартенситных сталей 14
1.1.1 Химический и фазовый состав стали 15
1.1.2 Анализ факторов, влияющих на фазовые превращения 17
1.1.3 Обзор методов получения мелкозернистой структуры
1.2 Анализ методик экспериментального исследования деформирования стали при высоких температурах 23
1.3 Обзор уравнений для описания напряженно-деформированного состояния сталей при высоких температурах 28
1.4 Обзор свойств низкоуглеродистых легированных сталей при высоких температурах
1.4.1 Аустенитные стали 36
1.4.2 Мартенситные стали 40
1.4.3 Низкоуглеродистые мартенситные стали 42
1.5 Выводы к главе 1 44
ГЛАВА 2. Методика проведения и обработки результатов экспериментальных исследований механических свойств материала при высоких температурах 46 Стр.
2.1 Методика проведения экспериментальных исследований 46
2.1.1 Испытательная установка 48
2.1.2 Образцы для испытаний 50
2.1.3 Выбор температуры испытаний 51
2.1.4 Длительность испытаний 52
2.2 Обработка результатов эксперимента 56
2.2.1 Обработка и анализ экспериментальных диаграмм 56
2.2.2 Микроструктурный анализ образцов после деформирования 58
2.3 Выводы к главе 2 59
ГЛАВА 3. Результаты экспериментальных исследований механических свойств низкоуглеродистой мартенситной стали при высоких температурах 60
3.1 Исследование влияния размера зерна на механические свойства низкоуглеродистой мартенситной стали при высоких температурах 60
3.1.1 Результаты испытаний на растяжение при температуре 850C 60
3.1.2 Результаты испытаний на растяжение при температуре 730С 67
3.1.3 Выводы по разделу 3.1 73
3.2 Исследование влияние фазового состава на деформирование низкоуглеродистой мартенситной стали 75
3.2.1 Результаты испытаний на растяжение в интервале температур 800С -950С 77
3.2.2 Результаты испытаний на растяжение аустенитной фазы при температурах ниже 800С 83 Стр.
3.2.3 Результаты испытаний на растяжение в интервале температур 680С -800С 86
3.2.4 Результаты испытаний на растяжение в интервале температур 600С -680С 91
3.3 Методика и результаты двухэтапного испытания на растяжение 94
3.3.1 Определение основных параметров двухэтапного деформирования 95
3.3.2 Результаты испытаний на растяжение с использованием двухэтапного нагружения 99
3.4 Выводы к главе 3 103
ГЛАВА 4. Определение и верификация уравнения состояния низкоуглеродистой мартенситной стали в широком диапазоне температур 105
4.1 Формулировка уравнений состояния 105
4.1.1 Уравнение состояния для аустенита 106
4.1.2 Уравнение состояния для мартенсита 110
4.1.3 Уравнение состояния для двухфазной структуры 111
4.2 Верификация уравнений состояния 121
4.2.1 Моделирование процесса релаксации 121
4.2.2 Моделирование одноосного растяжения образца 123
4.3 Выводы к главе 4 127
ГЛАВА 5. Численное моделирование поведения материала при высокотемпературном деформировании с учетом морфологии и фазового состава стали 128
5.1 Модель деформирования материала при сложном напряженном состоянии 128
5.2 Моделирование трехточечного изгиба 130 Стр.
5.3 Моделирование процесса формовки лопатки гидравлической турбины 140
5.4 Выводы к главе 5 145
Основные выводы и заключение по диссертационной работе 146
Список литературы 147
- Анализ методик экспериментального исследования деформирования стали при высоких температурах
- Выбор температуры испытаний
- Исследование влияние фазового состава на деформирование низкоуглеродистой мартенситной стали
- Моделирование трехточечного изгиба
Введение к работе
Актуальность темы. На сегодняшний день гидроэлектроэнергетика является одним из наиболее эффективных направлений энергетической отрасли. Определяющим компонентом ГЭС является гидротурбина. Вне зависимости от принципа работы и устройства гидротурбин, их основной деталью является рабочее колесо с лопастями.
Производство крупногабаритных деталей гидротурбины, диаметр которых варьируется от 2 до 10 метров, является сложным, металлоемким, энергоемким и дорогостоящим процессом. Точность формы лопаток турбины определяет возможность получения заданной производительности турбины в целом. Выделяют два основных способа изготовления лопаток: литье и горячая формовка. Литье - менее металлоемкий процесс, требующий значительных трудозатрат при последующей обработке и ручной полировке поверхности, для того чтобы исправить отклонения толщины и формы. Горячая формовка позволяет получить очень высокую точность формы и толщины, и, тем самым, исключить ручную обработку поверхности. Однако оба процесса производства деталей гидравлических турбин включают в себя множество сварочных операций, что обеспечивает получение сложных форм, но требует использования дополнительного количества сплава и большего объма последующей обработки. Все это влияет на время изготовления, расходы и качество деталей.
Одним из прогрессивных способов изготовления таких деталей является формообразование заготовки методом пластического (или сверхпластического) деформирования. Данный метод обладает рядом преимуществ, таких как повышенная размерная и геометрическая точность изготовления, отсутствие перехода в жидкое состояние материала, снижение металлоемкости и времени производства.
Материал, используемый для изготовления лопаток, оказывает большое влияние на выбор технологии производства. Основные требования, предъявляемые к материалу, прежде всего связаны с эксплуатационными свойствами, такими как устойчивость к коррозии, прочность и свариваемость. Мартенситные, аустенитные, а также дуплексные стали используются в качестве материалов для изготовления колес гидротурбин, в зависимости от типов и размеров турбины. Наиболее распространенные стали – это легированные стали типа 16Cr5Ni, 13Cr4Ni, 13Cr1Ni и т.п.
Низкоуглеродистые мартенситные легированные стали имеют ряд преимуществ над другими видами сталей, таких как: более высокая коррозионная стойкость по сравнению с недорогими углеродистыми сталями (ферритными сталями); более высокая свариваемость, чем у аустенитных сталей; повышенная пластичность и прочность на разрыв, а также экономичное легирование (на 25% дешевле) по сравнению с дуплексными нержавеющими сталями. Такое сочетание факторов делает эти стали экономически выгодными для гидроэлектроэнергетики.
Для нахождения рациональных режимов деформирования, а именно
скоростей деформации, температуры нагрева заготовки и усилия
деформирования, необходимо математическое моделирование поведения материала в процессе изготовления деталей.
Таким образом, актуальность диссертационной работы определяется необходимостью разработки модели деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали с целью определения возможности ее использования в производстве крупногабаритных деталей гидравлических турбин методами пластического или сверхпластического деформирования.
Степень разработанности темы. В связи с широким применением данных сталей в сварных конструкциях множество работ Клейнера Л.М. Шацовой А.А., Мельниковой Н.П., Sandvik B.H., Leem D.S. и других посвящено исследованию микроструктуры и ее влиянию на свойства свариваемости и прочности низкоуглеродистых мартенситных сталей при комнатных температурах. В работах Carroug D., Kapoor R., Wang P., Park E.S., Зельдовича В.И., Дьяченко С.С. и других приведены результаты исследований фазовых переходов и их влияния на микроструктуру и механические свойства при комнатных температурах. Однако мало внимания уделено исследованию деформирования таких сталей при высоких температурах, несмотря на их широкое применение при изготовлении методами горячей формовки. Исследованиями деформирования данных сталей при высоких температурах занимались Богачев И.И., Ряпсов И.В., Tong W. и некоторые другие. Опубликованные работы посвящены исследованию влияния отдельных параметров на свойства пластичности, но не приведен закон деформирования данного класса сталей при высоких температурах с учетом влияния структуры.
Целью диссертационной работы является разработка математической модели деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали при высоких температурах для подбора рациональных параметров процесса производства деталей гидротурбин методом пластического деформирования.
Для достижения цели поставлены следующие задачи:
-
Провести экспериментальное исследование упругопластических свойств низкоуглеродистой мартенситной стали класса 1.4313 при температурах от 650С до 950С;
-
Установить влияние параметров структуры (размер зерна, фазовый состав, морфология) на процесс деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали при температурах от 650С до 950С;
-
Разработать математическую модель деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали, учитывающую морфологию и фазовый состав стали и описывающую его свойства в указанном диапазоне температур;
-
Разработать численную модель процесса формообразования заготовки для деталей гидравлических турбин с целью установления рациональных технологических параметров таких, как время, сила и скорость деформирования;
5. Выработать рекомендации по выбору параметров для процесса горячего деформирования деталей из исследуемой стали при условии снижения температуры горячей формовки.
Научная новизна работы заключается в:
-
Планировании и проведении исследований и получении новых экспериментальных данных о деформировании низкоуглеродистой мартенситной стали класса 1.4313 при повышенных температурах (650С -950С);
-
Определении функциональной зависимости напряжений от деформаций, учитывающей влияние морфологии и фазового состава стали и позволяющей описать поведение низкоуглеродистой мартенситной стали в широком диапазоне температур;
-
Разработке математической модели горячей формовки заготовки лопатки гидравлической турбины, учитывающей морфологию и фазовый состав низкоуглеродистой мартенситной стали, позволяющей определять рациональные параметры процесса без проведения натурных испытаний;
-
Установлении рациональных значений параметров процесса горячей формовки, а именно температуры, скорости и силы деформирования, заготовок из низкоуглеродистой мартенситной стали в широком диапазоне температур.
Достоверность результатов подтверждается применением комплекса
современной экспериментальной техники и измерительных приборов;
использованием комплекса современных методов исследования;
воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами; применением классических положений механики деформируемого твердого тела.
На защиту выносятся следующие положения диссертации:
-
Методика проведения и анализ результатов экспериментальных исследований деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали при повышенных температурах;
-
Экспериментальные результаты, устанавливающие влияние различных структурных параметров на механические свойства низкоуглеродистой мартенситной стали в широком диапазоне температур;
-
Полученная функциональная зависимость напряжений от деформаций с учетом скорости деформирования и температурного режима для низкоуглеродистой мартенситной стали;
-
Математическая модель горячей формовки заготовки лопатки гидравлической турбины, учитывающая морфологию и фазовый состав низкоуглеродистой мартенситной стали.
Практическая значимость заключается в получении новых
экспериментальных данных о механических свойствах низкоуглеродистой
мартенситной стали класса 1.4313 для рационализации производства деталей
гидравлических турбин, определении функциональной зависимости
напряжений от деформаций с учетом скорости деформирования и
температурного режима обработки, разработке методики расчета процесса формообразования детали, учитывающей структуру низкоуглеродистой мартенситной стали, выдаче рекомендаций по совершенствованию процесса изготовления деталей гидравлических турбин.
Методы исследования. Модель деформирования материала в широком диапазоне температур, учитывающая изменения структуры стали, была разработана на основании экспериментальных данных. Поведение материала при высокой температуре было исследовано с помощью испытаний на одноосное растяжение. Разработанная модель деформирования материала была использована для конечно-элементного моделирования в программном комплексе ANSYS процесса формовки заготовки лопатки гидравлической турбины. На основании анализа результатов численного моделирования были выработаны рекомендации по совершенствованию процесса изготовления.
Личный вклад состоит в проведении экспериментов, обработке и анализе
результатов, разработке модели деформирования материала
(низкоуглеродистой мартенситной стали) для совершенствования изготовления
деталей гидротурбин. Все металлографические исследования и
экспериментальные исследования механических свойств нового материала были проведены автором лично. Результаты, представляющие научную новизну и выносимые на защиту, получены лично автором, либо при его непосредственном участии, что подтверждено публикациями. Во всех необходимых случаях заимствования чужих результатов в диссертации приведены ссылки на литературные источники.
Реализация работы. Экспериментальная методика установления
деформационных параметров материала, результаты исследований
пластических свойств низкоуглеродистой мартенситной стали, а также модель деформирования, учитывающая связь структурного состояния с комплексом механических свойств стали используются на кафедре «Прикладная механика» МГТУ им. Н.Э. Баумана в курсе «Прикладная теория пластичности и ползучести». Разработанная методика учета морфологии и фазового состава стали в уравнениях состояния при конечно-элементном моделировании, а также КЭ модель горячего деформирования лопатки гидротурбины используется в создании программно-расчетного комплекса в ООО «Фидесис».
Работа является частью исследований, проводимых в 2011-2015 годах по совместному договору между МГТУ им. Н.Э. Баумана и компанией Альстом в рамках совместной аспирантуры с Политехническим Университетом Гренобля.
Отдельные результаты настоящей работы получены в рамках работ по Соглашению о предоставлении субсидии № 14.577.21.0114 от 23 сентября 2014г. c Министерством образования и науки Российской Федерации. Уникальный идентификатор прикладных научных исследований (проекта) RFMEFI57714X0114.
Апробация результатов исследования. Основные положения и результаты работы докладывались на следующих конференциях:
-
Школа-семинар по структурной макрокинетике для молодых ученых, ИСМАН РАН, (Черноголовка, 2012 г.);
-
Школа-семинар «Школа молодых ученых», (Гренобль, 2013г.);
-
Международная научно-инновационная молодежная конференция «Современные твердофазные технологии: теория, практика и инновационный менеджмент», ТГТУ, (г. Тамбов, 2013г., 2014г.);
-
X международная азиатская школа-семинар «Проблемы оптимизации сложных систем», Институт теоретической и прикладной математики НАН КР, Кыргызская Республика, (г. Бишкек, 2014г.);
-
VI Международная конференция «Проблемы механики современных машин», ВСГУТУ, (г. Улан-Удэ, 2015г.).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 8 работ, из них 3 статьи в рецензируемых журналах и изданиях, рекомендуемых ВАК РФ, общим объемом 4,11 п.л./2,65 п.л.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, изложена на 159 страницах, включая 97 рисунков и 20 таблиц. Список литературы содержит 132 наименования.
Анализ методик экспериментального исследования деформирования стали при высоких температурах
В настоящей главе приведен общий обзор и анализ предыдущих научных работ, касающихся исследований свойств низкоуглеродистых мартенситных сталей. В первом разделе главы описаны типичный химический состав и влияние легирующих элементов низкоуглеродистой мартенситной стали на фазовый состав и ее свойства. Рассмотрены особенности фазовых превращений и факторы, влияющие на их кинетику и механизм. Показаны возможности измельчения структуры низкоуглеродистых мартенситных сталей. Во втором разделе главы приведен анализ методик экспериментальных исследований при высоких температурах, а также показано влияние параметров испытаний на механические свойства материала. В третьем разделе главы дан обзор уравнений, используемых для описания напряженно-деформированного состояния однофазных и двухфазных сталей. В четвертом разделе главы приведена информация о механических свойствах аустенитных, мартенситных и низкоуглеродистых мартенситных сталей при повышенных температурах.
Низкоуглеродистые мартенситные стали – новый класс сталей, который был создан в 70-80-е годы XX века и предназначен для изготовления деталей машин и сварных конструкций [14, 15]. Благодаря хорошей свариваемости и коррозионной стойкости, эти стали получили широкое применение в нефтяной, газовой промышленности и гидроэлектроэнергетике. Множество отечественных и зарубежных работ [9 - 13] посвящено исследованию микроструктуры низкоуглеродистых мартенситных сталей и ее влиянию на эти свойства.
В работах Клейнера Л.М., Шацовой А.А., Мельниковой Н.П. и других [10, 11, 15] рассмотрены формирование и особенности микроструктуры этого класса сталей. Описано влияние элементов химического состава на свойства и структурное состояние низкоуглеродистых мартенситных сталей.
Особое внимание при этом уделяется содержанию углерода, так как его повышенное содержание приводит к существенному снижению пластичности, ударной вязкости, общей коррозии и ухудшению свариваемости [15, 16]. Поэтому для этих сталей содержание углерода максимально снижено, менее 0.2%.
Легирующие элементы оказывают влияние не только на свойства стали, но и на фазовый состав стали, температуру и кинетику фазовых превращений. Хром, никель и молибден – важнейшие легирующие элементы сталей: - хром способствует повышению окисления. При этом хром является стабилизатором ферритной фазы и, при его процентном содержании выше 14%, сталь становится ферритной на всем интервале температур и не может быть упрочнена [9, 16]; - никель увеличивает сопротивление коррозии в неокисляющих кислотных растворах, является некарбидообразующим и аустенитостабилизирующим элементом[9, 17]; - молибден способствует измельчению зерна стали, повышению упрочняемости при термической обработке, увеличивает усталостную прочность и повышает коррозионную стойкость при высоких температурах, а также замедляет возникновение отпускной хрупкости[18, 19]. Однако молибден является сильным стабилизатором ферритной фазы [20]. Влияние легирующих элементов в стали не аддитивно, т. е. при наличии нескольких элементов их действие не суммируется. Поэтому важна именно комбинация легирующих элементов, от которой зависят свойства и фазовый состав стали. Для достижения хорошей коррозионной стойкости и сохранения мартенситной структуры при комнатной температуре рекомендуется следующее содержание легирующих элементов: 12-14% хрома, 4-6% никеля, 0.5-2% молибдена [20].
Выбор температуры испытаний
Одними из основных параметров высокотемпературного формообразования заготовок деталей являются температура и скорость деформирования. Изготовление деталей методами пластического или сверхпластического деформирования, как правило, проводится при температурах от 800С до 1050С. Однако высокая температура обработки может привести к возникновению крупнозернистой структуры, особенно при медленном охлаждении, что понижает качество заготовок. Скорость деформирования выбирается с учетом того, что ее снижение приводит к уменьшению силы деформирования. Однако медленное проведение процесса формообразования приводит к чрезмерному охлаждению заготовки, что нежелательно из-за повышения сопротивления деформации. Поэтому для создания математической модели деформирования низкоуглеродистой мартенситной стали при высоких температурах с целью совершенствования процесса изготовления крупногабаритных заготовок лопаток гидравлических турбин, необходимы исследования физико - механических свойств этих сталей в интервале температур от 600C до 950C и скоростей от 10-4 с-1 до 0.01с-1. Автором были проведены испытания на растяжение при высоких температурах образцов из низкоуглеродистой мартенситной стали 01Х13Н4. Основной целью этих исследований являлись определение основных параметров материала, таких как чувствительность к скорости деформации, влияние размера зерна и энергии активации деформации, а также установление функциональной зависимости напряжений от деформаций в интервале температур от 600C до 950C.
Размер зерна может оказывать сильное влияние на свойства материала при высоких температурах [81- 83], поэтому сначала была проведена серия экспериментов для образцов с разным размером зерна. А затем была выбрана группа образцов с наименьшим размером зерна для определения влияния морфологии и фазового состава.
Как было показано в главе 1, ползучесть может происходить по нескольким механизмам, каждый из которых описывается определенным набором параметров материала. При этом одним из основных параметров является чувствительность к скорости деформации. Поэтому для ее определения, а также для последующей верификации полученных уравнений для каждого интервала температур, были проведены эксперименты со ступенчатым изменением скорости деформации.
Испытания включали в себя следующие этапы:
1. Создание вакуума для предотвращения окисления во время эксперимента.
2. Нагрев образцов до температуры испытания. Нагрев производился в печах испытательных машин.
3. Выдержка образца в печи. Выдержка проводилась для установления однородной температуры, а также для установления фазового равновесия в двухфазных интервалах температур.
4. Растяжение образца до разрушения. В процессе растяжения фиксировалась сила и относительное перемещение захватов испытательной машины. 5. Охлаждение образца до комнатной температуры в печи машины.
6. Численная обработка экспериментальной зависимости силы растяжения от относительного перемещения захватов с целью определения параметров материала и функциональной зависимости напряжений от деформации.
7. Микроструктурное исследование деформированного образца для установления механизма ползучести и изучения механизма разрушения образцов.
Испытания проводились на установке Zwick/Roelle Z100, показанной на Рис. 2.1. Для измерения осевых деформаций образца использовались внутренние датчики перемещений, имеющие обратную связь с системой нагружения, что обеспечивало поддержание постоянной скорости деформации, точность определения деформации – 1мкм, точность задания нагрузки – 1%. Схема установки образца показана на Рис. 2.2. Захват представляет собой систему из двух керамических стержней, на которые опираются плечики плоского образца в виде двойной лопатки.
Нагружение образцов, в зависимости от цели испытания, велось до разрушения, либо до достижения заданного удлинения. Сила и осевая деформация регистрировались ПК автоматически с интервалом от 10 изм/сек до 1 изм/сек, в зависимости от скорости деформации Для проведения испытаний при высоких температурах, установка была дополнительно оборудована печью и вакуумным насосом. Вакуумный насос способен создавать вакуум до 10-6 мбар с точностью 0.1%. Температура печи от 20C до 1500C со скоростями нагрева от 1C/мин до 20C/мин и точностью задания температуры 1C. Контроль температуры образца во время эксперимента осуществлялся с помощью контактных термопар, схема расположения термопар показана на Рис. 2.2.
Исследование влияние фазового состава на деформирование низкоуглеродистой мартенситной стали
Все кривые деформирования имеют заметное упрочнение при скорости деформации (0,0008с-1), затем наблюдается область постоянных напряжений, а затем долгое постепенное снижение напряжения до окончательного разрушения. Такой тип кривой деформирования является типичным для низкоуглеродистых сталей с аустенитной структурой [103].
Образец первой группы имеет несколько более высокий уровень напряжений, чем остальные образцы.
Можно отметить, что изменения скорости деформации для каждого образца стали были сделаны в разное время. Это связано с тем, что для определения чувствительности к скорости деформации необходимо, чтобы изменения скорости деформации проводились в области однородных деформаций. Так как механические свойства стали зависят от истории нагружения, возникают сложности при определении наилучшего времени для первого изменения скорости деформации ("первый скачок"). Однако "первый скачок" не был принят во внимание при интерпретации результатов. Уровень напряжений при скорости деформации 0,0004с-1 составляет около 125МПа для образцов 2-4 групп и 140МПа для образца первой группы. Максимальная деформация для всех образцов находится в диапазоне от 0,6 до 0,7. Зависимость напряжения от скорости деформации, показана на Рис. 3.2. Измерения напряжений для каждой скорости деформации для образцов проводились в области однородной деформации в интервале 0,15 - 0,3. Измерения напряжений для образца второй группы имеют большую погрешность, так как изменения скорости деформации происходили в области с упрочнением. /max 1,2 0,8 0,4 . с1 0,0002 0,0004 0,0006 0,0008 0,001 Рис. 3.2. График зависимости напряжений от скорости деформаций при 850C . Образец первой группы имеет более высокий уровень напряжений по сравнению с остальными образцами. Следует отметить, что, несмотря на значительную разницу размеров зерен между образцами (35мкм для 1 группы и 6мкм для 4 группы), в результате испытаний на одноосное растяжение не наблюдается значительной разницы в уровнях напряжений.
Чувствительность к скорости деформации для всех образцов около 0,2, Таблица 3.2. Таблица 3.2 Чувствительность к скорости деформации при 850C . 2 3 4 Чувствительностьк скоростидеформаций 0,17 0,17 0,19 0,17 Принимая во внимание низкую чувствительность к скорости деформации и малое влияние размеров на механические свойства можно предположить, что основным механизмом деформации является дислокационная ползучесть.
Исследование микроструктуры после испытаний на растяжение при 850C.
Исследование микроструктуры образцов после испытаний на растяжение при 850C показало, что эволюция микроструктуры образцов первой и второй группы аналогичны. В исходном состоянии образцы состоят из больших зерен мартенсита, после деформации в области однородной деформации наблюдаются малые зерна светлого контраста и более крупные зерна темного контраста. Разница в контрасте между исходной и деформированной микроструктурой связана с фазовыми переходами. Так как деформирование выполняется в аустенитной зоне, то во время нагрева исходные зерна мартенсита претерпевают превращение в аустенит, однако при охлаждении (после деформации этой аустенитной структуры) аустенит обратно превращается в мартенсит с образованием новых мартенситных зерен, которые имеют несколько различный химический состав за счет диффузии в процессе фазовых переходов и деформации. Различие в химическом составе проявляется в контрасте при исследовании микроструктуры. В соответствии с вышеупомянутым, «темные» зерна в области однородных деформаций могут быть ассоциированы с мартенситными зернами, которые не претерпевали фазового превращения. Наличие нерекристаллизованных зерен мартенсита означает, что для образцов первой и второй группы фазовый переход не был завершен. Это может быть связано с тем, что температура испытания всего на несколько градусов выше температуры Ас3.
Эволюция микроструктуры образцов третьей и четвертой группы также аналогична. Однако в образцах третьей и четвертой группы «темных» зерен в области однородной деформации не наблюдается, и зерна имеют одинаковый размер до и после деформации.
Так как образцы первой и второй группы, а также образцы третьей и четвертой группы имеют аналогичные изменения микроструктуры в процессе деформации при 850C то, для исследования микроструктуры в зоне шейки, рассмотрим только образцы первой и четвертой группы, Рис. 3.3 - Рис. 3.4. Пунктирными линиями на рисунках условно показаны границы зерен.
Моделирование трехточечного изгиба
Образцы первой и второй группы имеют схожий вид разрушения. Образцы третьей и четвертой группы имеют более заметное уменьшение поперечного сечения в зоне шейки, однако для образца четвертой группы это уменьшение происходит более плавно, чем у остальных образцов.
Ширина поперечного сечения в шейке измерялась на расстоянии 150 мкм от линии разлома и близка для всех образцов (1070-1240 мкм). Термообработанные образцы имеют значительное уменьшение поперечного сечения в области шейки, тогда как в исходном образце поперечное сечение шейки близко к поперечному сечению в однородной области деформации. Исходя из этого, разупрочнение на кривой растяжения исходного образца, вероятно, связано с ранним развитием шейки, а для термообработанных образцов это разупрочнение скорее всего связано с динамической рекристаллизацией.
В заключение можно отметить, что механизм деформации и эволюции микроструктуры и размера зерен различны в исходном образце и термообработанных образцах (2-4 групп). Влияние размера зерна на деформацию до разрушения и уровень напряжений при 730С, а также при 850С незначительно. Чувствительность к скорости деформации около 0,2.
1. Результаты, представленные в разделе 3.1, показывают зависимость механических свойствах материала от размера зерна. Несмотря на большие различия размеров зерен (от 35 мкм до 5 мкм) в изученных образцах, поведения образцов при деформации при высоких температурах схожи. Уровень напряжений и максимальная деформация незначительно зависят от исходного размера зерна. Это, вероятно, связано со структурной наследственностью, которая может проявляться при заданных скоростях нагрева. Так как образцы второй, третьей и четвертой группы были получены термообработкой при средних скоростях нагрева, то, даже если при комнатной температуре имеется большое различие в размере зерен, при повышенной температуре (в области аустенита) эта разница уменьшается вследствие фазового перехода и структурной наследственности.
2. Влияние размера зерна на чувствительность к скорости деформации незначительно. Влияние фазового состава на чувствительность к скорости деформации ограничено, как видно из Таблицы 3.4. Чувствительность к скорости деформации немного выше для аустенита (850C), но всегда в пределах от 0,15 до 0,17.
3. Уровень напряжения при 730С выше, чем при 850 С и эта разница основана на двух факторах: температуре и фазовом составе. При 730C зависимость напряжения от скорости деформации является нелинейной, Рис. 3.7. Можно предположить, что снижение скорости деформации может привести к повышению чувствительности к скорости деформации. Однако, с промышленной точки зрения, низкие скорости деформации экономически не эффективны.
4. Сравнение кривых деформирования для однофазного (аустенита) и двухфазного образцов показало, что наличие второй фазы сильно влияет на поведение материала при растяжении при высоких температурах, Рис. 3.11. Кривая деформирования однофазного образца имеет заметное упрочнение. Снижение напряжения до разрушения начинается позже, чем для двухфазного состояния, однако это, в основном, связано с повышением температуры, так как максимальная однородная деформация отличается не так сильно.
Кривые деформирования при 730С (двухфазное состояние) и 850С (однофазное состояние). Значительные различия наблюдались при исследовании микроструктуры образцов после испытаний при 730С и при 850С. Термообработанные образцы после деформирования при 850С имеют микроструктуру с равноосными зернами, размер которых незначительно отличается от начального, как в области однородных деформации, так и в области шейки. Тем не менее, образцы после деформации при 730С имеют равноосные зерна с начальной размером только в области однородной деформации, в то время как в области шейки, микроструктура состоит из небольших зерен (около 2 мкм) и удлиненных зерен мартенсита. Можно предположить, что при 730С в зоне шейки происходит динамическая рекристаллизация, что приводит к измельчению зерна. Микроструктура исходного образца в обоих случаях сильно отличалась от термообработанных образцов, что, в первую очередь, связано с размером зерна.
5. Для дальнейшего изучения влияния фазового состава, скоростей и температур деформации на механические свойства стали необходимо выбрать один из образцов. На основании результатов исследований, представленных в разделе 3.1, образцы 4 группы являются предпочтительными, так как мелкозернистая структура может способствовать получению больших деформаций, а так же препятствовать образованию кавитаций при высоких температурах.