Обработка материалов давлением. Сборник научных трудов. №19
Подождите немного. Документ загружается.
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 161
два порядка больше. Здесь необходимо отметить, что сила
n
i
F имеет электрический аналог в
правой части уравнения Силина-Канторовича
k
x
f
ik
∂
Ξ∂
, где
ik
Ξ
– тензор констант
деформационного потенциала;
f
- функция распределения электронов проводимости
хорошего кристалла [4];
... оператор усреднения.
Рассмотрим движение дислокационной петли в виде совокупности перегибов без
точек закрепления (примесных атомов и узлов сетки). Существование экситонов с переносом
заряда в ядре дислокации и наличие перегибов, как потенциальных барьеров для движения
электронов и дырок, позволяет рассматривать взаимодействие магнитного поля с
дислокационной петлей с помощью:
а) выражения
B
z
mz
pB
ymy
pB
xmx
pB)
m
p(F
r
r
r
r
r
r
∇+∇+∇=∇= , (6)
где
mz
p,
my
p,
mx
p
– проекции магнитного момента дислокационной петли
на координатные оси ;
б) появление токов вдоль линии дислокации в её ядре возможно при некотором
пороговом значении магнитного поля
01
B;
в) суммарный ток в петле в виде двух токов от электронов и дырок со скоростями,
противоположно направленными и равными по величине,
будет нулевым.
В этом случае роль силы
gc
i
F
играет сила Лоренца:
k
B
m
v
im
k
ee
Lrc
i
F = , (7)
где
−e заряд электрона. Если поле
B
r
является однородным, то на ядро дислокации
действует пара сил :
e
F~ B
e
v
e
N и
h
F~ B
h
v
h
N, где
e
N и
h
N
количества электронов и
дырок на единицу длины дислокации;
F
v
h
v,
e
v
≤
скорости электронов и дырок. В случае
неоднородного поля имеет место приращение силы
)
0
r2
a
B
(
F
ve
e
NF
δ
≈Δ
,
где
a
B – амплитуда поля
k
B в импульсе. Отсюда можно оценить порядок
a
B.
При той же частоте
f
и относительной магнитной проницаемости
1000=
μ
амплитуда
a
B
для стального образца составляет
Тл
4
10
3
10 − ( м/А
7
10
6
10
a
H −= ). При частотах МГц5,0
(
2/1
)f2(с
−
πσμ=δ
, где с – скорость света;
σ
– электропроводность ) амплитуда снижается
на два порядка. Влияние силы Лоренца на два замкнутых контура этих токов приведёт к
конгруэнтному расширению одного контура из одних квазичастиц и такому же сужению
другого контура из квазичастиц другого рода. Здесь отметим, что для дислокационной петли
в переменном во времени магнитном поле выполняется закон индукции Фарадея:
в петле
наводится продольное электрическое поле, снижающее потенциальные барьеры. В реальных
условиях любая петля всегда имеет несколько точек закрепления (примесных атомов), и
применение (6) возможно только при одновременном отрыве петли от всех точек
закрепления. В этом случае появление токов вдоль линии дислокации в её ядре возможно
при двух (или нескольких ) пороговых значениях
магнитного поля
03
B,
02
B (для каждого из
порогов ). Определение пороговых значений
03
B,
02
B выходит за рамки данной работы.
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 162
Воздействие электромагнитных полей на скопления дислокаций приводит к их
перераспределению, по-видимому, на всех стадиях пластической деформации, включая
фрагментацию, и, в частности, на стадиях образования и роста микротрещин путём
изменения градиента плотности дислокаций в зоне предразрушения вблизи вершины
микротрещин [13].
Выводы
Принципиальное отличие данного подхода от уже известных состоит в том, что
при
взаимодействии электрических и магнитных полей с дислокациями определяющую роль
играют градиенты полей E
r
и B
r
, созданные в пределах скин-слоя.
Повышение частоты заполнения в импульсе позволяет довести значения амплитуд
полей до технически осуществимых [14]. Значения амплитуды поля
a
H
не противоречат
экспериментальным и расчётным данным:
м/А
8
10
5
10 − для стальных образцов [1, 8, 16].
ЛИТЕРАТУРА
1. Спицын В.И. Электропластическая деформация металлов. / В.И. Спицын О.А., Троицкий - М.:
Наука, 1985.- 160 с.
2. Кишкин С.Т. Атермическая плаcтичность / С.Т. Кишкин, А.А. Клыпин // Доклады АН СССР, 211, №2 .-
1973.- С. 37-43.
3. Кишкин С.Т. / С.Т. Кишкин, А.А. Клыпин //// Доклады АН СССР, 216.-1973.- №4. – С. 74-78.
4. Конторович В
.М. Динамические уравнения теории упругости в металлах // Электроны
проводимости: Сб.ст. / Под ред. М.И.Каганова и В.С. Эдельмана. – М.: Наука, 1985.- С. 44-45.
5. Кравченко В.Я. Воздействие направленного потока электронов на движущиеся дислокации //
ЖЭТФ.- 1966. – №51. – С. 1676.
6. Кравченко В.Я. Влияние электронов на торможение дислокаций в металлах // ФТТ. - 1966. – №8. –
С
. 927
7. Abramov V.S. About electron-hole (exciton) model of dislocation nucleus / V.S. Abramov, V.L. Busov // first
post on 2
nd
International Conference on Materials Science and Condensed Matter Physics, September 21-26, 2004,
Chisinau, Moldova.
8. Финкель В.М. Холодная ломка проката. / В.М. Финкель, Ю.И. Головин, Г.Б. Родюко - М.:
Металлургия, 1987.-116 с.
9. Келли А. Кристаллография и дефекты в кристаллах. / А. Келли, Г. Гровс - М.: Мир, 1974.- 496 с.
10. Иванова В.С. К вопросу зависимости предела текучести от размера зерна / В.С. Иванова, Л
.Р.
Ботвина, Н.Р. Белан // Физические процессы пластической деформации при низких температурах.-К.: Наукова
думка.- 1974.- С. 282-286.
11. Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали. / Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин - М.:
Наука, 1977.- 236 с.
12. Альшиц В.И. Динамическое торможение дислокаций / В.И. Альшиц, В.Л. Инденбом // Динамика
дислокаций.-К.: Нукова думка, 1975.- С. 232-235.
13. Новиков И.И. Дислокационно-сдвиговой механизм разрушения / И.И. Новиков, В.А. Ермишин, В.Г.
Жарков и др. // Физика пластичности и разрушения / Под ред. С.Н.Журкова. – Л.: Наука, 1986.- С. 56-64.
14. Чечерников В.И. Магнитные измерения.- М.: Изд-во МГУ, 1969.- 387 с.
15. Кузнецов Н.Н. Анализ
распределения температурных полей и термоупругих напряжений в металле
при воздействии импульсами магнитного поля и тока / Н.Н. Кузнецов, В.Г. Белых, К.Д. Махмудов //
Удосконалення процесів і обладнання обробки тиском в металургії і машинобудуванні: Тем. зб. наукових праць.-
2003.-С. 424-428.
16. Кузнецов Н.Н. Растяжение тонкой медной проволоки под воздействием сильных импульсов
тока /
Н.Н. Кузнецов, Л.Н. Соколов, В.Н. Тулупенко // Сб. науч. ст. ДГМА.- Краматорск.- 1994.-Вып. 2.- С. 72-76.
Бусов В. Л. – канд. техн. наук, ст. преподаватель каф. ТМ ДГМА;
Кузнецов Н. Н. – канд. техн. наук, доцент каф. ОМД ДГМА;
Бусов Д. В. – студент ДГМА.
ДГМА –Донбасская государственная машиностроительная академия, г. Краматорск.
omd@dgma.donetsk.ua
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 163
УДК 621.7.016.3.002
Кузьменко Е. А.
Кузьменко В. И.
УЛУЧШЕНИЕ ШТАМПУЕМОСТИ ДОЭВТЕКТОИДНЫХ СТАЛЕЙ
В ПРОЦЕССАХ ХОЛОДНОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
Стойкость инструмента в процессах холодного деформирования зависит от многих
факторов, в том числе от штампуемости материала заготовок. Принято считать, что
оптимальной штампуемостью обладают малоуглеродистые и среднеуглеродистые стали со
структурой зернистого перлита (ЗП). Желательно также добиваться равномерного
распределения карбидов в ферритной матрице, так как пластичность стали с однородной
структурой ЗП выше, чем у той же стали с дифференцированной структурой феррита и
зернами ЗП [1]. Нагрузки на штамповый инструмент зависят от состояния карбидной фазы
даже при небольшом количестве перлита в структуре. Например, при одинаковой твердости
125 НВ кривые упрочнения стали 15 Х с однородной структурой ЗП лежат ниже, чем кривые
упрочнения этой стали с пластинчатыми карбидами [2].
Сфероидизированный цементит, равномерно распределенный в ферритной матрице,
представляет собой наиболее равновесную структуру с минимальным уровнем свободной
энергии. Поэтому при повышенных температурах, когда диффузионная подвижность атомов
железа и углерода возрастает, пластинчатые карбиды стремятся перейти в зернистые. Как
известно, процесс сфероидизации включает в себя: 1) деление пластин цементита в наиболее
тонких сечениях, а также в местах выхода субграниц и повышенной плотности дислокаций;
2) растворение цементита в матрице в участках с меньшим радиусом кривизны границ и
последующее выделение в участках с большим радиусом кривизны, что приводит к
округлению частиц; 3) растворение более мелких карбидов и укрупнение не растворившихся
частиц – то есть процесс коагуляции карбидов. Важную роль в развивающихся процессах
играют вакансии.
Интенсивность процессов сфероидизации во многом зависит от скорости растворения
карбидов в матрице, которая, ограничена предельной растворимостью углерода в феррите
при данной температуре нагрева. Растворимость углерода в α-фазе можно увеличить,
повысив дефектность структуры, например, пластической деформацией или фазовым
наклепом, который сопровождает фазовые превращения в сталях.
Термическая обработка для получения структуры ЗП в доэвтектоидных и
заэвтектоидных сталях проводится обычно по одному из следующих режимов:
1) длительная выдержка при температурах субкритического интервала несколько
ниже т. А
С1
– низкий отжиг;
2) нагрев до температур несколько выше т. А
С1
с последующим медленным
охлаждением или изотермической выдержкой при температурах верхней области
субкритического интервала;
3) термоциклическая обработка, то есть многократный нагрев до температур выше и
ниже т. А
С1
.
Большинство исследований по сфероидизации карбидов выполнено на
эвтектоидныхсталях со структурой пластинчатого перлита с целью улучшения их
обрабатываемости резанием. В ходе низкого отжига в таких сталях уже формируется
довольно однородная структура ЗП. При этом, говоря об однородности структуры ЗП, в
большей степени понимают однородность размеров карбидов и их равномерное
распределение внутри перлитных колоний, а не перераспределение карбидной фазы в объёме
ферритных зерен, как в случае малоуглеродистых сталей. Естественно, что степень
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 164
однородности структур ЗП в сталях с разным содержанием углерода трудно сравнима.
Факторы, ускоряющие процесс перераспределения карбидов в матрице малоуглеродистых
сталей, т.е. появления карбидных включений в местах, в которых их не было до нагрева, не
практически не изучались.
Целью работы явилось исследование факторов, влияющих на сфероидизацию и
перераспределение карбидов в малоуглеродистых низколегированных сталях и разработка
режимов термической обработки для получения относительно однородной структуры ЗП в
горячекатаной и деформированной с разными степенями стали. Выбор указанных исходных
состояний обусловлен тем, что задача улучшения штампуемости при предварительной
термической обработке стоит для горячекатаной и калиброванной сталей, а при
межоперационном смягчающем отжиге – для холоднодеформированных заготовок,
отличающихся крайне неоднородным распределением деформации по сечению (от 20
до 80 %). Работу выполняли на стали I5X (т. А
С1
= 740 °С), широко применяемой при
изготовлении изделий методами холодного выдавливания.
Исследовали лабораторные образцы из горячекатаной стали и стали, деформированной
осадкой на 5–80 %, которые нагревали до различных температур ниже и выше т. А
С1
со
скоростями порядка 1–2 °С /мин (нагрев с печью или «медленный нагрев») и 100
о
С /мин
(нагрев в печи, имеющей заданную температуру или «ускоренный нагрев»). Время выдержки
изменяли от 5 мин (время прогрева образцов) до 9 ч. Охлаждали образцы до комнатной
температуры с печью, на воздухе или в воде (когда требовалось зафиксировать структуру,
сформировавшуюся при нагреве). Опробовали также различные варианты термоциклической
обработки, отличающиеся скоростью и температурой нагрева и охлаждения.
I. Горячекатаная сталь
Для формирования в стали однородной структуры ЗП в ходе низкотемпературного
отжига требуются выдержки в течение десятков часов., поэтому для высокоуглеродистой
стали применяют отжиг при температурах "интервала отжигаемости" на ЗП (на 15–20
о
С
выше точки А
С1)
. В соответствии с диаграммой состояния карбидная фаза в этих сталях
термодинамически устойчива в межкритическом интервале температур. Благодаря
сохранению в химически неоднородном аустените большого количества не растворившихся
карбидов в ходе охлаждения из "интервала отжигаемости" с малыми скоростями или
выдержке при субкритических температурах углерод выделяется на сохранившихся центрах
кристаллизации и формируется структура ЗП.
В низкоуглеродистой стали с повышением температуры отжига до т. А
С1
в соответствии
с диаграммой Fe–C начинается растворение карбидов в аустените и "интервала
отжигаемости" на ЗП практически отсутствует. Однако, как показали проведенные
исследования, при определённых температурно-временных условиях нагрева можно добиться и в
малоуглеродистых сталях появления своеобразного "интервала отжигаемости" на ЗП. Так, в ходе
медленного нагрева стали I5X до т. А
С1
со средними скоростями, не превышающими 1-2 °С /мин,
аустенит, как правило, зарождается на границах ферритных зерен вдали от перлитных
участков, что затрудняет растворение в нем карбидов. Для того чтобы карбиды растворялись
в γ-фазе, они предварительно должны перейти в α-фазу. Благодаря повышенному количеству
дефектов кристаллического строения, возникающих в ходе α-γ превращения, углерод
задерживается в феррите, скапливаясь вокруг дислокаций. Согласно Кану, дислокации,
окруженные атмосферой атомов углерода, могут при охлаждении играть роль готовых центров
кристаллизации вторичного и третичного цементита. Очевидно, этим можно объяснить
появление на фоне ферритных зерен мелких карбидов, которых не было здесь до нагрева (на
рис. 1, а отмечены стрелкой), что следует рассматривать как начало перераспределения
карбидов в матрице. Малоуглеродистый аустенит даже при последующем охлаждении на воздухе
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 165
распадается в верхнем интервале субкритических температур с выделением структурно-
свободного феррита (рис. 1, а). После полуторачасовой выдержки при температуре т. А
С1
можно
наблюдать заметное перераспределение карбидов в ферритной матрице (рис. 1, б), причем
однородность структуры ЗП выше, чем после 9-часового отжига при 720
о
С.
При ускорении нагрева до 100 °С/ мин участки аустенита зарождаются
преимущественно на границах феррито – перлитных зерен, что способствует растворению
карбидов в γ-фазе и насыщению углеродом. Это повышает её устойчивость к распаду при
последующем охлаждении, так как сдвигает С-образные кривые вправо. В результате
фазовое превращение развивается при пониженных температурах субкритического
интервала, когда атомы углерода теряют диффузионную подвижность. Даже в случае
сохранения не растворившихся карбидов (на рис. 1, в указаны стрелкой) аустенит,
охлажденный на воздухе, распадается с образованием участков пластинчатого перлита или
сорбита.
а)
б)
в)
г)
Рис. 1. Структура горячекатаной стали 15 Х после однократного (а – в, х 10000 крат) и
многократного (г, х 1000 крат) нагревов до температуры т. А
С1
со скоростями: 1-2 °С/мин
(а, б) и 100 °С /мин (в, г).
Таким образом, в отличие от заэвтектоидных сплавов, наличие карбидных центров в
низкоуглеродистых сталях недостаточное условие для формирования структуры ЗП.
Возможно, это объясняется разными путями диффузии углерода до центров кристаллизации
цементита. В высокоуглеродистых сталях они соизмеримы с межпластинчатым расстоянием
в исходном перлите, в низкоуглеродистых
– с размером ферритных зерен, который, как
правило, в десятки раз больше.
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 16
6
В производственных условиях практически невозможно поддерживать нагрев в узком
температурном интервале вблизи т. АС1. В этом случае практическую ценность
представляют результаты, полученные при термоциклической обработке,
предусматривающей пятикратный нагрев помещением заготовок в печь с температурой
т. АС1 +20
о
С с промежуточным охлаждением в печи с температурой т. АС1 –50 °С.
Выдержка при температуре аустенизации дается из расчета времени прогрева сечения
заготовки или садки. Интенсивное перераспределение карбидов в матрице (рис. 1 , г)
обусловлено фазовым наклепом, сопровождающим каждый нагрев. После ускоренного
охлаждения на воздухе в структуре одновременно присутствуют участки пластинчатого
перлита и сферические
карбиды.
II. Деформированная сталь
Холодная пластическая деформация, как известно, способствует сфероидизации
карбидов при нагреве, что объясняют влиянием повышенного количества
"рекристаллизационных вакансий", облегчающих диффузию углерода.
Как показали результаты экспериментов, в случае малых степеней деформации,
равных 5-10 % и приводящих к развитию стабилизирующей полигонизации, подавляющей
первичную рекристаллизацию феррита, интенсивность процессов сфероидизации
практически такая же, как и горячекатаной стали.
В структуре стали, деформированной на 60-80 %, непосредственно после осадки
наблюдали своеобразные фигуры травления (на рис. 2, а указаны стрелкой). Возможно, это
можно объяснить переходом углерода из цементита перлита к дефектам кристаллического
строения, появившимся в ферритных зернах в ходе холодной пластической деформации. Как
отмечается в работе [3], дислокационные скопления на межфазных границах пластически
деформированной стали могут “вытягивать” атомы углерода из решетки цементита
с образованием атмосфер Котрелла. При нагреве было замечено дополнительное
растворение цементита.
В результате нагрев сильнодеформированной стали до температур субкритического
интервала вызывает интенсивную сфероидизацию и заметное перераспределение карбидов в
феррите. Очевидно, дислокации, окруженные атмосферами примесных атомов углерода,
перемещаясь при нагреве в места своего стока, как бы разносят углерод по матрице. После
аннигиляции дефектов кристаллического строения эти участки оказываются
пересыщенными углеродом, что приводит к выделению в этих местах карбидов.
а)
б)
Рис. 2. Структура стали 15 Х, деформированной осадкой на 60 % (а, х 10000) и после
отжига при 740
о
С (б, х 200).
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 16
7
О возможности образования новых карбидов внутри и по границам
рекристаллизозанных ферритных зерен свидетельствуют данные работы [4], авторы которой
непосредственно наблюдали это явление при нагреве деформированной стали в колонне
электронного микроскопа. Определенную роль в перераспределении карбидов играет
обогащение углеродом границ исходных зерен и субзерен. Как было установлено авторами
работы [5], скорость диффузии углерода намного меньше скорости перемещения
рекристаллизованных границ, поэтому в местах расположения исчезнувших исходных
границ сохраняется повышенная концентрация углерода, что может приводить к выделению
здесь цементита.
Благодаря большей степени сфероидизации карбидов в деформированной стали при
нагреве в субкритичеком интервале температур выше т. А
С1
их устойчивость относительно
растворения в аустените больше, чем в горячекатаном металле. Так, в сталях,
деформированных на 20 % и более, карбиды при медленном нагреве практически не
растворяются в γ-фазе в температурном интервале т. А
С1
+10–20 °С. Это позволяет
рекомендовать такой режим для производственных условий. Довольно однородная структура
ЗП в неоднородно деформированных заготовках, изготавливаемых методами холодной
объемной штамповки, получается после 3-6-часового отжига при этих температурах
(рис. 2, б).
Многократный нагрев до температур несколько выше т. А
С1
стали, деформированной
на 60-80 %, существенных изменений в структуре не вызывает. Возможно, это связано
с малым объёмом γ-фазы (до 1-2 %), образующейся в рекристаллизованной стали,
и незначительным фазовым наклепом.
Выводы
Ускорить процессы сфероидизации и перераспределения карбидов в доэвтектоидных
сталях можно, увеличив количество дефектов кристаллического строения в феррите путем
фазового наклепа или предварительной пластической деформации.
С целью получения наиболее однородной структуры ЗП в малоуглеродистых сталях
рекомендуется:
а) как предварительная термическая обработка горячекатаных и калиброванных
прутков – пятикратное термоциклирование при температурах т. А
С1
+20 °С - т. А
С1
- 50 °С;
б) как межоперационный отжиг для смягчения неоднородно деформированных
заготовок, полученных холодной объёмной штамповкой, – медленный нагрев с печью до
температуры т. А
С1
- т. А
С1
+10 – 20
о
С и выдержка в течение 3-6 часов с последующим
охлаждением с печью.
ЛИТЕРАТУРА
1. Jonck R. Gluhen auf Best Umfor Barkeit bei der Kaltformgebung. // ZwF. – 1974. – Bd 6, № 11. – S. 525 -532.
2. Дьяченко С.С. Пути повышения качества деталей и совершенствование технолоии холодной
объёмной штамповкой / С.С. Дьяченко, Е.А. Кузьменко, В.И. Кузьменко // КШП. – 1997. – № 6. – С. 12–5.
3. Гриднев В.Н. Распад цементита при пластичекой деформации стали (обзор) / В.Н. Гриднев, В.Г.
Гаврилюк // Металлофизика. – 1982. – Том IV, № 3. –С. 74–87.
4. Волосевич П.Ю. Электронно-микроскопические исследования структурных изменений при нагреве
холоднодеформированной стали / П.Ю. Волосевич, В.К. Гаврилюк и др. // Металлофизика. – Киев: Наукова
думка, 1977. – № 69. –С. 71–77.
5. Бокштейн С.З. Влияние углерода на перемещение границ зерен при рекристаллизации железа / С.З.
Бокштейн, С.Т. Кишкин, Л.М. Мороз // МиТОМ. – 1962. – № 3. –С. 8–13.
Кузьменко Е. А. – канд. техн. наук, доцент НТУ «ХПИ»;
Кузьменко В. И. – канд. техн. наук, доцент НТУ «ХПИ».
НТУ «ХПИ» – Национальный технический университет
«Харьковский политехнический институт», г. Харьков.
users.kpi@kharkov.ua
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 168
УДК 621.77.014
Игнатенко В. Н.
ПРИМЕНЕНИЕ ХОЛОДНОЙ ОБЪЕМНОЙ ШТАМПОВКИ
В ЗАГОТОВИТЕЛЬНОМ ПРОИЗВОДСТВЕ
При холодной объемной штамповке различных деталей обеспечивается высокая
точность и хорошее качество поверхности, повышается надежность, износостойкость и
долговечность деталей, значительно снижается трудоемкость их изготовления и повышается
производительность труда.
Холодная объемная штамповка имеет и некоторые недостатки: высокое
сопротивление деформации и пониженная пластичность большинства металлов при
комнатной температуре. Высокое сопротивление деформации приводит
к увеличению числа
штамповочных переходов, снижению стойкости штамповой оснастки, требует применения
технологических смазок и оборудования повышенной мощности, что в конечном итоге
удорожает производство.
Особое внимание ученых и исследователей уделено теоретическому и
экспериментальному определению зависимости технологического усилия при основных
формоизменяющих операциях (осадке, высадке, боковом, прямом и обратном выдавливании)
от деформации, профиля рабочей
части инструмента и условий на контакте, а также
изучению напряженного состояния. Однако имеется еще достаточно много вопросов,
требующих уточнения, без решения которых точность оценки деформационной способности
металла остается низкой. К ним относятся разработка прогрессивных технологических
процессов с учетом качества получаемых деталей и выбора марки стали. Это является
актуальным в настоящее
время.
При холодной объемной штамповке обработка материалов происходит в условиях
холодной деформации, что неразрывно связано с упрочнением, благодаря которому физико--
механические свойства и структура приобретают более высокие показатели. Так,
в зависимости от степени деформации предел текучести увеличивается в 2...4 раза, предел
прочности в 1,5…2 раза, удлинение уменьшается в 2...4 раза. Деформационное упрочнение и
низкая
шероховатость поверхности повышает износостойкость и усталостную прочность
деталей.
Цель работы – выявить влияние величины деформации на механические
характеристики (ударная вязкость, твёрдость) исследуемой стали для холодной объемной
штамповки.
Для установления зависимости твёрдости и ударной вязкости от величины
деформации были проведены эксперименты по следующей методике.
Методика проведения эксперимента.
Из проката круг Ø60 Ст10 ГОСТ 1050-88
было изготовлено 6 цилиндрических
образцов разной высоты 60, 70, 80, 90, 100, 110. Образец высотой 60 является контрольным.
Пять заготовок подвергли осадке на гидравлическом прессе (пресс 2000 тс) до равной
высоты (H ≈ 57 мм). Результаты приведены в таблице 1. Осадку осуществляли в специальной
штамповой оснастке. Для снижения сил трения между образцом и пуансоном стакана во
время осадки устанавливали прокладки из полиэтиленовой плёнки
. Замена пленки
проводилась в течение всего процесса осадки с интервалом в 3 мм.
Далее из 5-ти осаженных заготовок и 1-ой контрольной были изготовлены образцы
для проведения испытаний на ударную вязкость. Образцы изготавливались из вертикальных
и горизонтальных слоёв. После разрушения образцов на ударном копре у всех образцов была
замерена твёрдость (тип прибора:
Роквелл ТР-5006). Измерение твёрдости проводилось
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 169
при температуре (23 ± 5) °С. Перед измерением твёрдости поверхности образцов были
очищены от посторонних веществ. Образцы из последней осаженной заготовки со степенью
деформации ε=67% имеют среднюю твёрдость 189-190HB (для сравнения Ст30 179HB,
Ст35 187HB) – это даёт возможность замены дорогой стали высокого качества на сталь более
низкой стоимости для производства деталей холодной объёмной штамповкой.
Таблица 1
Степень деформации осаженных образцов
№ обр. hнач. hкон. ε ε% Кол-во обр.
1 60 60 0 0
2 70 57,5 0,197 19,7
3 80 56,6 0,346 34,6
4 90 57 0,457 45,7
5 100 56,8 0,566 56,6
6 110 56,2 0,672 67,2
hнач. – начальная высота образцов;
hкон. – высота образцов после осадки;
ε% – степень деформации в процентах.
Для материалов, работающих в условиях ударных нагрузок, большое значение имеет
такая характеристика прочности, как удельная ударная вязкость (сопротивление удару),
которая представляет собою отношение величины работы, затрачиваемой на разрушение
образца при испытании ударной (динамической) изгибающей нагрузкой, к площади
поперечного сечения образца в ослабленном специальным надрезом месте разрушения. Для
испытаний изготавливают стандартные образцы
квадратного сечения с надрезом
(концентратором напряжения) посередине.
Рис. 1. Зависимость твердости стали 10 от степени деформации.
Обработка материалов давлением №1 (19), 2008 170
Метод основан на разрушении этого образца одним ударом маятникового копра, по
шкале которого определяют работу разрушения, затраченную на излом образца. Образец
помещается на опоры маятникового копра так, чтобы удар приходился с противоположной
стороны надреза.
Удельная ударная вязкость, в зависимости от вида концентратора напряжения,
обозначается символами KCU, KCV или KCT. Первые две буквы КС обозначают
ударную
вязкость, а буквы U, V и T – вид концентратора напряжения: U – образец с U-образным
надрезом радиусом 1 0,07 мм; V – образец с V-образным надрезом радиусом 0,25 0,025 мм;
Т – образец с нанесенной трещиной усталости. Испытания образцов с концентраторами
напряжений V и T проводят в случае использования металлов и сплавов для ответственных
конструкций. Испытания выполняется около +20
o
С.
Результаты экспериментов приведены на рис. 2.
Рис. 2. Зависимость ударной вязкости от деформации.
Работы проводились под руководством проф., д-ра техн. наук Филиппова Ю. К.
ЛИТЕРАТУРА
1. Третьяков А.В. Механические свойства металлов и сплавов при обработке давлением. – 2-е изд. /
А.В. Третьяков, В.И. Зюзин – М.: Металлургия, 1973. – С. 202-206.
2. Холодная объемная штамповка: Справочник. В 4-х т. / Под ред. Г.А. Навроцкого. – М.:
Машиностроение, 1987. – Т. 3.
Игнатенко В. Н. – аспирант МГТУ «МАМИ».
МГТУ «МАМИ» – Московский государственный технический университет «МАМИ»,
г. Москва, Россия.
kiod@mami.ru