«В.Н. Данченко© Заведующий кафедрой обработки металлов давлением Национальной металлургической академии Украины, профессор, докт. техн. наук ПРОГРЕССИВНЫЕ ПРОЦЕССЫ ОБРАБОТКИ МЕТАЛЛОВ ДАВЛЕНИЕМ Прогрессивные процессы ...»

а – общий вид и основные обозначения; б зависимость сопротивления деформации от температуры При понижении температуры вероятность протекания динамической рекристаллизации значительно понижается, и для ее протекания требуются значительно большие степени деформации и напряжения. Аналогичная картина наблюдается и при увеличении скорости деформации для достижения динамической рекристаллизации требуются большие деформации и напряжения, см. рис. 3, б.

Для определения времени, достаточного для протекания разупрочнения во время паузы между стадиями пластической деформации, обычно проводят испытания по двойному нагружению при постоянной температуре. После первой деформации выдерживают паузу в течение некоторого времени, после чего металл деформируют вновь. На рис. 4, а представлена зависимость () при двойном нагружении.

Выполнив опыты при различных температурах, скоростях и степенях деформации, при заданном размере исходного зерна, строят зависимости доли рекристаллизованного (разупрочненного) металла от этих параметров с использованием соотношения где т – максимальное напряжение, достигнутое при первом нагружении металла; т1 и т2 пределы текучести при первом и втором нагружении соответственно, см. рис. 4, а.

Рис. 4. Испытания на двойное нагружение для определения релаксационных свойств (а) и зависимость доли рекристаллизованного зерна для трубной стали 09Г2ФБ (б) По рис. 4, б видно, что после деформации со степенью =0,3 и скоростью деформации 10 с1 при начальном размере зерна аустенита 60,5 мкм деформационное упрочнение за счет статической рекристаллизации будет снято полностью при температуре 1100 °С за 20 с, а при температуре 1000 °С – за 100 с. При меньших временах выдержки между стадиями пластической деформации последующая обработка будет сопровождаться накоплением упрочнения при горячей деформации. По этим же кривым можно определить основную характеристику релаксационных свойств металла – время релаксации, за которое накопленное упрочнение уменьшается в е раз.

Горячую прокатку бериллия обычно выполняют при температуре 700900 °С, т.е в диапазоне гомологических температур 0,630,75. Таким образом, пластическая деформация бериллия при температуре 800 °С аналогична температуре деформации стали 09Г2ФБ при Т = 1000 °С. Можно было ожидать, что процессы упрочнения и процессы разупрочнения в стали и бериллии при этих температурах должны быть сопоставимы.

Информация, аналогичная представленной на рис. 3-4, имеет важное значение для правильного построения технологического процесса горячей прокатки бериллия. Например, многопроходная горячая деформация с постадийным накоплением упрочнения может привести к разрушению металла с ограниченной пластичностью.

На рис. 5 представлен фрагмент образца из нанокристаллического бериллия, разрушившегося при извлечении его из чехла после горячей прокатки.

Бериллий является токсичным металлом, поэтому его горячие испытания должны выполняться в вакууме или атмосфере защитного газа. В данной работе испытания проводили в вакууме. Для предотвращения испарения при высоких температурах на поверхность бериллия электролитическим методом наносили тонкий слой меди. Поскольку нагрев образцов на комплексе Gleeble выполняется за счет прямого пропускания электрического тока, нанесенное покрытие служило для дополнительной стабилизации токоподвода и, как следствие, стабилизации температуры исследуемого металла. Контроль температуры в ходе эксперимента осуществляли при помощи платина-платинопородиевой термопары, непосредственно Рис. 5. Фрагмент разрушенной полосы горячекатаного бериллия приваренной к пазу на боковой поверхности образца.

Испытания по двойному нагружению с промежуточным охлаждением до комнатной температуры, рис. 6. Цель эксперимента – исследование поведения нанокристаллического бериллия при горячей деформации и выявление эффективности релаксационных процессов при использовании двойного цикла «нагрев – деформация – охлаждение». На рис. 6, б и 6, в представлены диаграммы «истинная деформация – истинное напряжение» для двойного сжатия образцов из бериллия при температурах 700 и 800 °С. Обращает на себя внимание вид кривых, которые значительно отличаются от обычных зависимостей, наблюдаемых для горячей деформации см., например, рис. 3 и 4.

Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением Отметим следующее.

Бериллий при температурах испытаний имеет высокий предел текучести, достигающий при T = 0,63 Tпл (700 °С) значений 400420 МПа.

На ранних стадиях пластической деформации при первом нагружении наблюдается пик напряжений, напоминающий зуб текучести. Существование подобного пика обычно связывают с отрывом дислокаций от блокады со стороны примесей внедрения, вакансий, включений избыточных фаз и др. Отметим, что при достаточно большой скорости деформации (4 с1) блокирующие элементы структуры не могут перемещаться совместно с дислокациями. Наиболее вероятно, что срыв пика напряжений обусловлен отрывом дислокаций от дисперсных выделений второй фазы, в первую очередь оксидов бериллия, равномерно распределенных по объему металла, рис. 7, а.

Пластичность нанокристаллического бериллия при температуре 700800 °С высока, признаков разрушения образцов при испытаниях не обнаружено.

Снижение величины деформирующих напряжений при увеличении может быть связано с миграцией границ под действием напряжений и укрупнением структуры исходно нанокристаллического материала.

Предел текучести бериллия имеет сильную температурную зависимость: при 800 °С т = 225 МПа, при 700 °С т = 272 МПа, при 200 °С т = 500 МПа (рис. 7, б). Зависимость т() во взаимосвязи с изменением модуля упругости может быть аппроксимирована зависимостью (2), где = 0,86, Ei и Е0 модуль упругости при повышенной и комнатной температуре соответственно.

1) Кривые () после охлаждения и повторной деформации, рис. 6, значительно отличаются от первого деформирования. Отсутствует пик при малых степенях деформации, напряжения начала пластической деформации значительно ниже, чем при первом нагружении. Это свидетельствует о том, что в металле при первой деформации было генерировано большое количество свободных (незакрепленных) дислокаций, которые при повторном нагружении начинают движение при значительно меньших напряжениях.

2) Кривые повторного нагружения при температурах 700 и 800 °С имеют вид, характерный для зависимостей () при горячей деформации обычных металлов, см. рис. 3 и 4, с участками статической и динамической рекристаллизации. Отличие состоит в том, что для деформации нанокристаллического бериллия процессы, Рис. 7. Равномерно распределенные по объему металла включения оксида бериллия (а) и температурная зависимость предела текучести (б); точками показаны экспериментальные значения аналогичные динамической рекристаллизации начинаются при значительно меньших значениях. Это согласуется с положениями [5], где обсуждается влияние деформирующих напряжений на условия начала динамической рекристаллизации: чем выше, тем выше вероятность образования новых границ.

3) Образцы, имеющие различные пределы текучести при первом нагружении за счет различной исходной структуры, при втором нагружении имеют практически одинаковые т, рис. 7, в.

Испытания по двойному нагружению без промежуточного охлаждения до комнатной температуры, рис. 8, а. Полученные для этого вида испытаний зависимости напряжение-деформация при различных временах пауз перед второй деформацией представлены на рис. 8, б. Как видно, общий характер изменения кривых () возрастающее время пауз по сравнению с испытаниями с промежуточным охлаждением до комнатной температуры практически не изменился. Согласно рис. 8, б значение доли разупрочненного ко второй деформации металла Fx, определяемого при помощи соотношения (1), составляет 100%, Fx=1.

Отметим, что время паузы между деформациями практически не сказывается на характере кривой повторного нагружения, и упрочнение снимается практически полностью непосредственно во время деформации или за время паузы перед второй деформацией. Разупрочнение металла может быть вызвано как обычными механизмами термического разупрочнения, так и укрупнением размера зерна металла.

Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением На рис. 8, в представлены графики зависимостей () при двойном нагружении нанобериллия с паузой 600 с и графики () при тройном нагружении технического порошкового бериллия марки ТГП-56, полученного из порошка со средним размером фракции 56 мкм, с паузами между нагружениями 600 с. Сравнение рис. 8, б и в показывает, что предел текучести бериллия ТГП-56 возрастает с увеличением суммарной степени деформации несмотря на возрастающее время паузы, но имеет более низкий начальный предел текучести.

Библиографический список 1. Бериллий. Наука и технология / Под ред. Вебстера Д. Пер. с англ. под ред. Тихинского Г.Ф и Папирова И.И. – М.: Металлургия, 1984. – 624 с.

2. Костылев Ф.А.. Получение и свойства высокопористого бериллия с микроячеистой структурой / Ф.А. Костылев, В.В. Горлевский, М.Д. Сенин [и др.] // Неорганические материалы. – 1995. – № 4. – Т. 31. – С. 479-482.

3. Папиров И.И. Получение и свойства мелкозернистого бериллия / И.И. Папиров, И.А. Тараненко, Г.Ф. Тихинский // Атомная энергия. – 1974. – Т. 37. – Вып. 3. – С. 220-223.

4. Бериллий / Под ред. Д. Уайта, Дж. Бёрка. Пер. с англ. под ред. Рейфмана М.Б. – М.: Издательство иностранной литературы, 1960. – 616 с.

5. Колбасников Н.Г. Энтропия. Структура, Фазовые превращения и свойства металлов / Н.Г. Колбасников, С.Ю. Кондратьев // СПб.: Наука, 2006. – 360 с.

относительного упрочнения. Получена обобщенная кривая изменения относительного Ключевые слова: упрочнение, относительное упрочнение, кривые упрочнения, напряжение текучести, степень деформации, скорость деформации, температура деформации The curves of hardening with asymptotic growth of the yield stress had been analyzed for different grades of steel and non-ferrous metals. The notion of relative hardening had been introduced for accomplishment of the mentioned analysis. A generalized curve of change in the relative hardening had been obtained as well as mathematical expression, which allows to describe the experimental curves of hardening by means of common equation. Method for calculation curves of hardening Keywords: hardening, relative hardening, curves of hardening, yield stress, degree of deformation, strain rate, deformation temperature Введение Результаты исследования напряжения текучести (сопротивления деформации) обычно представляют в виде графиков зависимости напряжения текучести от степени деформации при заданной температуре и скорости деформации. Эти зависимости называют кривыми упрочнения металла.

Для анализа использовали опытные кривые упрочнения стали (сплава) и цветных металлов и сплавов, полученные при холодной и горячей деформации с использованием кулачковых пластометров, которые приведены в работе Сузуки с соавторами [1, 2] и в работе В.И. Зюзина, М.Я. Бровмана, А.Ф. Мельникова. [3].

Анализировали кривые упрочнения с ассимптотическим ростом напряжения текучести.

Для анализа кривых упрочнения ввели понятие относительного упрочнения, которое равно отношению i/ср, где i – напряжение текучести для конкретного значения степени деформации, ср – средняя величина напряжения текучести, равная сумме значений i, деленной на число принятых степеней деформации.

Кривые, построенные в координатах i/ср – однозначно описывают качественный характер кривых упрочнения, что позволило многочисленные кривые упрочнения описывать единой кривой изменения относительности упрочнения.

© Клименко П.Л., 2011 г.

1. Анализ кривых упрочнения стали (сплава) при холодной и неполной холодной деформации [1] Пример таких кривых упрочнения приведен на рис. 1.

Опытные кривые преобразовали в изменение относительного упрочнения i/ср и оценивали влияние температуры, скорости деформации, марки стали (сплава) на относительное упрочнение i/ср.

Влияние температуры на относительное упрочнение i/ср. На рис. 2, а приведено влияние температуры t = 0;

200; 400; 600 oC на относительное упрочнение i/ср стали 12Х18Н9 при скоростях деформации u = 0,2; 30; 100 c-1.

Кривые относительного упрочнения на рис. 2, а подобны.

Аналогичные кривые i/ср получены для других марок стали.

Влияние температуры на относительное упрочнение i/ср невелико. Отклонение расчетных значений i/ср в пределах 1,8…4,2% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 и Рис. 1. Кривые деформационного упрочнения стали 12Х18Н9 [1] 7,0…8,5% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1.

Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср. На рис. 2, б приведено влияние скорости деформации u = 0,2; 3,5; 10; 30; 100 c-1. На относительное упрочнение i/ср той же марки стали 12Х18Н при температурах t = 0; 200; 400; 600 oC. Кривые относительного упрочнения i/ср на рис. 2, б подобны. Аналогичные кривые относительного упрочнения i/ср получены для других марок сталей. Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср не велико. Отклонение расчетных значений i/ср в пределах 1,0…3,7% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 и не более 7,9% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1.

Кривые относительного упрочнения, приведенные на рис. 2, а и 2, б также подобны.

Рис. 2. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на изменение относительного упрочнения /ср стали 12Х18Н Влияние марки стали на относительное упрочнение i/ср. Оценивали влияние на относительное упрочнение i/ср следующих марок стали: 12Х18Н9, Х17Н12М2, 1Х22Н3. Интервальные отклонения значений относительного уклонения i/ср не превышали 5%. Марка стали слабо влияет на относительное упрочнение.

Обобщенная кривая изменения относительного упрочнения i/ср стали при холодной и неполной холодной Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением пература, скорость деформации, марка стали слабо влияют на характер изменения относительного упрочнения i/ср, а кривые, отражающие влияние этих параметров на i/ср, подобны. Чтобы получить единую обобщенную кривую изменения относительного упрочнения i/ср все расчетные значения i/ср, полученные для указанных выше температур и скоростей деформации, марок стали объединили в одну выборку. Результаты статистической обработки, содержащие обобщенные значения относительного упрочнения i/ср в виде среднего арифметического значения Х выборки, приведены в табл. 1.

Таблица 1. Результаты статистической обработки объединенной выборки (холодная и неполная холодная деформация стали) Х – среднее арифметическое значение;

S x – среднее квадратическое отклонение от результата;

2. Анализ кривых упрочнения стали (сплава) при горячей деформации Анализировали изменение относительного упрочнения i/ср стали при температурах t = 900; 1000; 1100;

1200 °C и скоростях деформации u = 0,8; 3,5; 10; 30; 100 с-1.

Влияние температуры на относительное упрочнение i/ср. На рис. 3, а приведено влияние температуры t = 800; 900; 1000 oC на относительное упрочнение i/ср стали 12Х17 при скоростях деформации u = 10; 30;

100 c-1. Кривые относительного упрочнения на рис. 3, а подобны. Аналогичные кривые i/ср получены для других марок стали. Влияние температуры на относительное упрочнение i/ср невелико. Отклонение расчетных значений i/ср не превышает 10…12%.

Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср. На рис. 3, б приведено влияние скорости деформации u = 3,5; 10; 30; 100 c-1 той же стали 12Х17 при температурах t = 900; 1000 oC. Кривые относительного упрочнения i/ср на рис. 3, б подобны. Аналогичные кривые относительного упрочнения i/ср получены для других марок сталей. Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср невелико. Отклонение расчетных значений i/ср не превышало 7%.

Кривые относительного упрочнения, приведенные на рис. 3, а и 3, б также подобны.

Влияние марки стали на относительное упрочнение i/ср. Оценивали влияние на относительное упрочнение стали 12Х17, Х17Н12М2, 12Х3, Х12Н15Г. Интервальные отклонения расчетных значений относительного упрочнения i/ср для степеней деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 не превышали 10%. В отдельных случаях для степеней деформации ln(h0/h1) = 0,1 отклонения в пределах 12…15%. Марка стали относительно слабо влияет на относительное упрочнение.

Обобщенная кривая изменения относительного упрочнения i/ср стали при горячей деформации. Для получения единой обобщенной кривой относительного упрочнения, расчетные значения i/ср, полученные для указанных выше температур, скоростей деформации, марок стали, объединили в одну выборку.

Результаты статистической обработки, содержащие обобщенные значения относительного упрочнения i/ср, равные средним арифметическим значениям выборки, приведены в табл. 2.

Таблица 2. Результаты статистической обработки объединенной выборки Для горячей деформации проведен анализ кривых упрочнения 17 марок стали (сплава), приведенных в работе [3]. Результаты анализа подтвердили слабое влияние температуры, скорости деформации и марки стали на относительное упрочнение i/ср.

Сравнение обобщенных кривых относительного упрочнения i/ср стали при холодной и горячей деформации. На рис. 4 приведены обобщенные кривые относительного упрочнения i/ср стали при холодной и неполной холодной деформации (кривая 1) и при горячей деформации (кривая 2) Обобщенные кривые изменения относительного упрочнения 1 и 2 построены по средним арифметическим значениям, приведенных в табл. 1 и 2. Рас- Рис. 4. Обобщенные кривые изменения относительного упрочнения стали при холодной и неполхождение числовых значений кривых 1 и 2 для степени дефорной холодной деформации (кривая 1) и при горямации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 в пределах 1…3,5%, для степени де- чей деформации (кривая 2) формации ln(h0/h1) = 0,1 расхождения 10,5%.

Таким образом, относительное упрочнение i/ср стали при холодной, неполной холодной и горячей деформации изменяется практически по единой кривой изменения относительного упрочнения i/ср.

3. Упрочнение цветных металлов и сплавов Анализировали кривые упрочнения с асимптотическим ростом напряжения текучести, полученных в работе Сузуки и соавторов [1, 2] для алюминия (99,5% Al); меди (99,99% Cu; 99,95% Cu); латуни марок Л98, Л90, Л80, Л75, Л60; оловянной бронзы 98,5% Cu + + 1,5 % Sn; 95% Cu + 5% Sn; 93% Cu + 7% Sn; 90% Cu + 10% Sn. Для примера на рис. 5 приведены опытные кривые упрочнения алюминия (99,5% Al). Диапазон температур, использованный в испытаниях t = –75; 0; 18; 200; 300; 400; 500; 600 oC. Диапазон скоростей деформации u = 0,1; 0,25; 0,5; 2,5; 10; 40; 100 c-1.

Влияние температуры на относительное упрочнение i/ср. На рис. 6, а приведено влияние температуры t = –75; 0; 200; 400 oC на относительное упрочнение i/ср алюминия (99,5% Al) при скоростях деформации u = 0,25; 40; 100 c-1. Кривые относительного упрочнения на рис. 6, а подобны. Аналогичные кривые i/ср получе- Рис. 5. Кривые деформационного упрочнения относительное упрочнение i/ср невелико. Отклонение расчетных значений i/ср в пределах 2…10%. В отдельных случаях для малой степени деформации ln(h0/h1) = 0,1 отклонение составляло 12…15%.

Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср. На рис. 6, б приведено влияние скорости Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением рах t = – 75; 100; 300 oC. Кривые относительного упрочнения i/ср на рис. 6, б подобны. Аналогичные кривые относительного упрочнения i/ср получены для меди, латуни и оловянной бронзы. Влияние скорости деформации на относительное упрочнение i/ср невелико. Отклонение расчетных значений i/ср для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 в пределах 7,0…7,5%; для малой степени деформации ln(h0/h1) = 0,1 – 10…12%.

Рис. 6. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на относительное упрочнение /ср алюминия 99,5% Кривые относительного упрочнения, приведенные на рис. 6, а и 6, б также подобны.

Влияние марки цветного сплава на относительное упрочнение i/ср. Рассматривали влияние 5 марок латуни на относительное упрочнение i/ср Л98, Л80, Л70, Л65, Л60 при температуре t = 200 oC и скоростях деформации u = 0,1; 2,5 c-1 и при температуре t = 400 oС и скоростях деформации u = 0,1; 0,5; 2,5; 10 c-1 (две совпадающие скорости деформации).

Влияние марки сплава на относительное упрочнение i/ср сравнительно невелико. С увеличением температуры и скорости деформации интервал расхождения значений i/ср уменьшается.

Так, при скорости деформации u = 2,5 c-1 и увеличением температуры от t = 200 oC до t = 400 oC для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 интервал расхождения i/ср уменьшился с 8,5…15% до 3,0…10%, для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1 с 20 до 12%. При t = 400 оС с увеличением скорости деформации от u = 0,1 c-1 до u = 10 c-1 для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 интервал расхождения значений i/ср уменьшается с 5…10% до 3,0…8,5%; для ln(h0/h1) = 0,1 – с 12 до 9%.

Единая кривая изменения относительного упрочнения i/ср цветных металлов и сплавов. Для получения обобщенных значений относительного упрочнения i/ср, расчетные значения i/ср, полученные при преобразовании опытных кривых упрочнения в относительное упрочнение i/ср, объединяли в отдельные выборки:

для алюминия, меди, латуни, оловянной бронзы. Объединенные выборки включали следующее количество n расчетных значений i/ср для алюминия n = 24, для меди n = 11, для латуни n = 41, для оловянной бронзы n = 39. Статистической обработкой получили обобщенные значения относительного упрочнения i/ср, равные средним арифметическим значениям соответствующих объединенных выборок, которые отложены на рис. 7. Идентичность полученных кривых небольшие отличия между максимальными и минимальными значениями в пределах 2,5…8,4% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 и 15% для ln(h0/h1) = 0,1 позволяют обобщенные кривые относилатуни и оловянной бронзы, получентельного упрочнения i/ср, полученные отдельно для алюминия, ные статистической обработкой меди, латуни и оловянной бронзы, заменить единой кривой изменения относительного упрочнения, построенной по усредненным значениям.

Аппроксимацией единой кривой изменения относительного упрочнения получена математическая зависимость вида:

Погрешность аппроксимации для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2 не превышает 5,9% для остальных степеней деформации в пределах 0,5…1,6%. Уравнение (1) можно использовать при изменении степени деформации ln(h0/h1) = 0,1…0,7.

4. Относительное упрочнение стали и цветных металлов и сплавов На рис. 8 приведены кривые относительного упрочнения i/ср стали 12Х18Н9 и алюминия (99,5% Al) при температуре t = 0 oC и скорости деформации u = 10 c-1 и при температуре t = 200 oC и скоростях деформации u = 3,0 c-1; u = 3,5 c-1 (сталь); u = 30 c-1 (сталь); u = 40 c-1.

Рис. 8. Относительное упрочнение стали 12Х18Н9 () и алюминия 99,5% () при температурах t = 0 °C и t = 200 °C и разных скоростях деформации В отличие от кривых упрочнения (рис. 1 и 5) относительное упрочение изменяется сравнительно немного.

Максимальное отклонение расчетных значений относительного упрочнения i/ср стали 12Х18Н9 и алюминия (99,5% Al) в пределах 7,0…8,5% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 и несколько больше (10…16%) для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1.

На рис. 9 приведены обобщенные кривые изменения относительного упрочнения i/ср (кривые 1) стали при холодной и неполной холодной деформации (а) и при горячей деформации (б) и кривая 2, полученные расчетным путем с использованием уравнения (1). Отклонение расчетных значений i/ср по кривым 1 и 2 в пределах 4,5…6,9% для холодной деформации стали и 3,4…5,5% для горячей деформации стали.

Таким образом, относительное упрочнение зависит только от степени деформации и для расчета относительного упрочнения i/ср стали при холодной, неполной холодной и горячей деформации и цветных металлов и сплавов при холодной и горячей деформации можно использовать единое уравнение (1).

5. Расчет кривых упрочнения стали и цветных металлов Используя уравнение (1), легко перейти к построению кривых упрочнения расчетным путем, вычисляя напряжение текучести i по уравнению:

Среднее значение напряжения текучести ср введено в расчет для учета влияния исходной марки металла, температуры, скорости деформации на напряжение текучести.

Для стали и цветных металлов при холодной и горячей деформации провели расчеты напряжения текучести с использованием уравнений (1) и (2) и оценили погрешность расчета. Для чистоты расчета среднее значение напряжения текучести ср определяли их опытных кривых упрочнения. Погрешность расчета в пределах 3…10%, в отдельных случаях – 12…15% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1.

Для некоторых условий деформации ниже приведено сравнение опытных и расчетных кривых упрочнения.

На рис. 10 приведены опытная (1) и расчетная (2) кривые упрочнения при холодной деформации стали 12Х18Н9 при t = 0o C, u = 100 c-1, ср = 997,6 (Н/мм2). Погрешность расчета 1…4% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,2…0,7 и 11% для степени деформации ln(h0/h1) = 0,1.

На рис. 11 приведены опытная (1) и расчетная (2) кривые упрочнения стали Х17Н12М2 при t = 900 oC, u = 10 c-1, ср = 295,4 (Н/мм2). Погрешность расчета не превышает 5,3%.

На рис. 12 приведены опытная (1) и расчетная (2) кривые упрочнения алюминия (99,5% Al) при t = –75 oC, u = 40 c-1, ср = 171,1 (Н/мм2). Погрешность расчета не превышает 3,3%.

Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением Рис. 10. Опытные (кривая 1) и расчетные Рис. 11. Опытные (кривая 1) и расчетные (кривая 2) Рис. 12. Опытные кривые упрочнения алюкривая 2) кривые упрочнения стали кривые упрочнения стали Х17Н12М2 при темпера- миния 99,5% (кривые 1) и рассчитанные по 12Х18Н9 при холодной деформации туре t = 900 °C и скорости деформации u = 10 с-1 уравнению (2) (кривые 2) Выводы 1. Введено понятие относительного упрочнения i/ср, что позволяет описать многочисленные опытные кривые упрочнения единой кривой изменения относительного упрочнения.

2. На ход изменения относительного упрочнения i/ср такие факторы, как температура, скорость деформации, марка металла оказывают слабое влияние. Относительное упрочнение i/ср зависит только от степени деформации.

3. Получено единое уравнение (1) для расчета относительно упрочнения i/ср стали и цветных металлов стали при холодной и горячей деформации.

4. Расчет кривых упрочнения стали и цветных металлов при холодной и горячей деформации можно вести по единой методике, используя уравнения (1) и (2).

Библиографический список 1. Полухин П.И., Гун Г.Я., Галкин А.М. Сопротивление пластической деформации металлов и сплавов.

Справ. – М.: Металлургия, 1976. – 488 с.

2. Studies on the flow stress or metals and alloys / Suzuki H., Hashizume S., Yabuki Y. et al. // Institute of Industrial Science. The University of Tokyo. Azabu, Tokyo. – 1968. – V. 18. – N 3. – P. 139-240.

3. Зюзин В.И., Бровман М.Я., Мельников А.Ф. Сопротивление деформации сталей при прокатке. – М.: Металлургия, 1964. – 270 с.

Показано, что наиболее информативным является рассмотрение закономерностей течения металла в интенсивностях скоростей деформации, поля которых получают современными методами экспериментальной механики – поляризационно-оптическим, муар и др. Обнаружение ядер максимальных их значений позволяет раскрыть основополагающие закономерности пластического течения различных по реологическим свойствам металлов. Ил. 10. Библиогр.: 7 назв.

Presents an analysis of views on the nature of high deformation zoneduring rolling. It is shown that the most informative is the consideration of the material flow patterns in the intensity of the deformation fields are obtained by modern methods of experimental mechanics – a polarization-optical, moire, etc. Finding the nuclei of their maximum values can to reveal the fundamental regularities of plastic flow on the rheological properties of various metals.

Keywords: deformation, rheology, hardening, strain rate Очаг пластической деформации при прокатке – это комплекс сложнейших физических явлений, протекающих в металле. Становление теории прокатки базировалось на совершенствовании взглядов исследователей на механику пластического течения металлов в очаге деформации.

© Шломчак Г.Г., 2011 г.

Цель статьи: выполнить анализ представлений о высоком очаге деформации в развитии и показать их роль в раскрытии закономерностей пластического течения металла при прокатке.

Ранние представления Создавая уравнение прокатки (1925 г.), Карман Н. пластическую область очага деформации ограничил его геометрическими очертаниями (рис. 1).

Орован Э.В. (1937 г.) считал, что пластическое течение металла при прокатке распространяется лишь по диагоналям очага деформации с упругими зонами, глубоко проникающими в его геометрические границы со стороны входа металла в валки и со стороны выхода из них [1]. На приведенной схеме (рис. 2): I – области затрудненной деформации; II – области пластического течения металла; III и IV – упругие области.

Рис. 1. Схема очага деформации по Н. Карману Рис. 2. Схема очага деформации по Э.В. Орован Весьма упрощенную схему очага деформации методом линий скольжения в 1950 г. получил Соколовский В.В. [2]. Это наглядно иллюстрируется рис. 3.

Основываясь на анализе результатов экспериментальных исследований, Тарновским И.Я., Поздеевым А.А., Ляшковым В.Б. в работе [3] была предложена более сложная картина течения металла в очаге деформации. На схеме (рис. 4): I – зоны затрудненной деформации; II, III и IV – зоны пластических деформаций. Авторы впервые обнаружили протяженные области внеконтактного пластического течения деформируемого металла. Эти области со стороны входа металла в валки и со стороны выхода по мнению авторов очерчивались выпуклыми поверхностями. Заметим: наши исследования показали, что не всегда это подтверждается экспериментально.

Конфигурация и протяженность границ внеконтактной пластической деформации зависят от ряда факторов, главными из которых являются реологические свойства металлов. Утверждалось также, что в области IV (рис. 4) имеет место деформация продольного сжатия (укорочения?) и увеличение высоты выходящей части раската. К таким выводам можно было бы прийти в случае, если бы полоса затормаживалась до остановки в валках. При этом валки внедрялись бы в деформируемый металл от действия упругих сил со стороны прокатной клети. В таком случае высота выходящей из очага деформации части раската была бы большей, чем его высота в плоскости осей валков. При получении «мгновенного» очага деформации, например, «отстрелом»

верхнего валка, утолщение полосы на выходе из валков никогда не наблюдается.

Рис. 3. Очаг деформации в представлении Соколовского В.В. Рис. 4. Очаг деформации по данным Тарновского И.Я. и др.

Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением Современные представления об очаге деформации С развитием экспериментальных методов механики твердого деформируемого тела, прежде всего, поляризационно-оптического, муаровых полос, пластометрии, существенно расширились возможности более глубокого изучения закономерностей пластического течения металлов в очаге деформации при прокатке.

В 1969 году Воронцовым В.К. и Полухиным П.И. поляризационно-оптическим методом (в оптически чувствительных вклейках) были обнаружены принципильно новые закономерности пластического течения металла в высоком очаге деформации. Прежде всего, ими был использован более прогрессивный подход в экспериментальных исследованиях: очаг деформации представлялся не в обезличенном пластическом течении металла, а в виде полей H ( x, y ) интенсивностей скоростей деформации сдвига [4].

На основе создания и использования уникальных методик эксперимента им удалось впервые в квазистационарных услових визуализировать поле скоростей деформации металла при прокатке в виде картин изохром. На рис. 5 приведено это поле изохром (эквивалентное полю скоростей), полученное при плоской шаговой прокатке свинцовой высокой полосы в центрально расположенной оптически чувствительной вклейке. Впервые были обнаружены «ядра» интенсивностей скоростей деформации H max в виде максимальных порядков изохром (1 2 ) max. Ядра H max расположены в приконтактных областях металла за геометрической плоскостью входа в очаг деформации (см. рис. 5).

Рис. 5. Поле изохром при прокатке металла в высоком очаге Рис. 6. Изохромы в валках из специальных оптических стекол деформации (Воронцов В.К. и Полухин П.И.) при прокатке высокой полосы В 1970 г. автором данной работы в процессе исследования контактных напряжений при прокатке высоких полос в стеклянных валках получено поле изохром, максимальный порядок (и максимум эпюр контактных нормальных напряжений) которых также выявлен на входе в очаг деформации. Это качественно согласуется с данными работы [4]. На рис. 6 приведено поле изохром, максимальный порядок которых ( mmax =6) наблюдается в начале дуги контакта металла с валком.

В 1975 г. картина распределения интенсивностей скоростей деформации металла при его прокатке была впервые получена автором методом муаровых полос. На рис. 7. приведено поле H(x,y), наблюдаемое в «мгновенном» очаге деформации прокатываемой высокой полосы из технически чистого свинца марки С1. Здесь ядра H max, как и в работе [4], были обнаружены в начале очага деформации в приконтакных областях металла.

Позднее, в 1985 г. японские исследователи Никайдо Х., Наои Т. И Сибата К. в работе [5] опубликовали результаты своих исследований, полученных теоретически – методом конечных элементов. На рис. 7 приведено поле скоростей деформации, характерное для процесса прокатки сверхвысокой полосы – обжатия слябов вертикальными валками. Ими также было обнаружено, что высокому очагу деформации присущи сложные поля скоростей H ( x, y ) с наличием зон максимально высоких их значений в ядрах H max.

С позиций этих, новых, представлений об очаге деформации при прокатке в работах автора [6, 7] на основании обширных экспериментальных исследований получили объяснения многие, неизученные ранее, особенностей пластического течения металлов в очаге деформации. Впервые было установлено, что на закономерности течения металла в очаге деформации существенное влияние оказывают его реологические свойства. Новые представления о характере распределения скоростей деформации и новые данные о реологических особенностях металлов позволили впервые объяснить почему, например, при прокатке реологически простого металла (рис. 8, а) наблюдается уширение в виде выпуклой одинарной бочки, а при прокатке реологически сложного – в виде двойной (вогнутой) бочки (рис. 8, б).

Выяснилось, что причиной этому является различие в реологическом поведении металлов. Проходя в очаге деформации через ядра максимальной интенсивности скоростей деформации H max приконтактные объемы реологически простого (монотонно упрочняющегося) металла получают существенно большую степень деформации по сравнению с другими объемами. В результате интенсивного упрочнения в областях ядер H max и в продолжении дальнейшего упрочнения металла на пути его к выходу из валков деформация или прекращается, или затрудняется в приконтактных слоях. Пластически при этом преимущественно текут глубинные объемы металла – формируются выпуклыми боковые грани раската и передний его торец.

При прокатке реологически сложного (динамически разупрочняющегося) металла, наоборот, в ядрах H max после интенсивного упрочнения наблюдается не менее интенсивное его разупрочнение и приконтактные объемы очага деформации текут более интенсивно, чем центральные глубинные, формируя боковые грани в виде двойной бочки. Разупрочнение в очаге деформации приконтактных (поверхностных) объемов реологически сложного металла приводит также к формированию накатов на выходе его из валков, см. рис. 9, б.

Рис. 9. Недокаты образцов из реологически простого – монотонно упрочняющегося – металла – алюминия (а) и из реологически сложного – динамически аномально разупрочняющегося свинцового сплава (б) Долгое время из-за отсутствия прямых экспериментальных данных дискуссионным оставалось представление о зонах «прилипания» металла на контакте с валками. Использование специально разработанной методики моделирования процесса прокатки высокой полосы в валках из специальных оптических стекол впервые кинографированием через прозрачную толщу валка нами были получены снимки зоны «прилипания» и зон скольжения металла по валку – в отставание, опережение и уширение. Установлено, что при прокатке полос с l / H cp 0,3..0,6 в преобладающей части контактной поверхности при прокатке даже в весьма гладких валках ( Ra =0,5..2 мкм) скольжение металла отсутствует. На рис. 10 приведен кинокадр контактных поверхностей.

Небольшие участки скольжения наблюдаются на входе металла в валки (отставание) и на выходе из них (опережение). Отчетливо видны также участки скольжение металла, текущего в уширение. При использовании валков с грубыми рабочими поверхностями процесс прокатки характеризуется еще более распространенной Физические основы и экспериментальные исследования процессов обработки металлов давлением Рис. 10. На фоне общей площади контакта четко выдеполяризационно-оптического, муар и др.) возможно ляется зона «прилипания»

Библиографический список 1. Orowan E. The Colculation of Roll Pressure in Hot and Cold Flat Rolling // Proc.Inst. Mech. Ingr. – v. 150, 4, 1943.

2. Соколовский В.В. Теория пластичности / В.В. Соколовский, – М.-Л.: ГОСНТИ, 1950. – 396 с.

3. Тарновский И.Я. Деформация металла при прокатке / И.Я. Тарновский, А.А. Поздеев, В.Б. Ляшков – Свердловск.: ГОСНТИ, 1956. – 287 с.

4. Полухин П.И. Фотопластичность / П.И. Полухин, В.К. Воронцов. – М.: Металлургия, 1969. – 400 с.

5. Моделирование по методу конечных элементов нестационарной деформации при прокатке с обжатием боковых кромок / Х. Никайдо, Т. Наои, К. Сибата и др. // ЦООНТИ. – КИ-73789. – Пер. с яп. из журн. – Сосей то како. – 1983. – Т. 24. – № 268. – С.109-113.

6. Shlomchak G.G. Deformation Anomalies of Higher Order during the Plastic Extention of Rheologically Complex Materials / G.G. Shlomchak, I. Mamuzic, F. Vodopivec // Kovine, zlitine, tehnologije, letnik 28, Ljubljana. – 1994. – St. 4. – S. 583-587.

7. Шломчак Г.Г. Установление закономерностей деформирования металлов со сложной реологией методами физического моделирования: Дис. д-ра техн. наук: 05.03.05 / Г.Г. Шломчак. – Днепропетровск, 2000. – УДК 621. Ноговицын А.В. /д.т.н./© Физико-технологический институт металлов и сплавов НАН Украины Гидродинамическая теория плоской прокатки (решение краевой задачи с кинематическими граничными условиями В работе сформулированы основные постулаты гидродинамической теории плоской прокатки.

Ключевые слова: пластическое течение, система координат, напряженно-деформированное состояние We formulated the basic tenets of the hydrodynamic theory of flat rolling.

Keywords: plastic flow, the coordinate system, the stress-strain state conditions В настоящей работе автор обобщает результаты своих работ [1-15] по математическому моделированию напряженно-деформированного состояния металла при плоской прокатке. На наш взгляд, несмотря на довольно длительную историю, выполненные исследования остаются актуальными и могут быть интересны в познавательных и практических целях.

Исходные положения 1. Теория пластического течения и эмпирические зависимости напряжений от скорости деформирования допускают рассматривать металл, как нелинейную вязкую среду. В этой связи весьма © Ноговицын А.В., полезно использовать опыт вычислительной гидродинамики для решения задач обработки металлов давлением, в частности прокатки.

2. Важным приемом решения системы уравнений движения, неразрывности и теории вязкого течения является их преобразование в систему, состоящую из уравнения Лапласа для функции тока и уравнения Пуассона для напряженности вихря.

3. Следующим этапом является выбор подходящей криволинейной системы координат, которая позволяет преобразовать область интегрирования (геометрический очаг деформации) в ортогональную (прямоугольную) область, что существенно упрощает задание граничных условий и построение разностной сетки для численного решения задачи.

4. Постановка краевой задачи для уравнений Лапласа и Пуассона предполагает задание кинематических граничных условий по контуру геометрического очага деформации. Решающим, как показал наш опыт, является задание скорости течения металла на контакте с валком с учетом наличия зоны прилипания и зон скольжения. Положение и протяженность зоны прилипания определяется в процессе решения задачи.

5. Краевая задача решалась конечно-разностным методом (МКР), включающем построение разностной сетки в геометрическом очаге деформации, замену дифференциальных операторов разностными, выбор разностной схемы, выбор метода решения конечно-разностной задачи. Время счета одного варианта на современном ПК при сетке 20х20 составляет доли секунды, что позволяет выполнять неограниченное число вычислительных экспериментов.

6. Первое приближение при расчете параметров течения металла в очаге деформации выполняли для линейно-вязкой среды (среда Ньютона). Затем это решение принимали в качестве начального условия для нелинейной среды и продолжали итерационный процесс. При фиксированных граничных условиях кинематика течения линейной и нелинейной сред практически не отличалась. Различные решения были получены, когда определяли положение и протяженность зоны прилипания.

7. Тестирование задачи проведено на фундаментальных экспериментальных данных полей скоростей течения в очаге деформации [16], деформаций в слоях проката [17], контактных напряжений [18].

8. Напряженно-деформированное состояние в очаге деформации исследовали при прокатке вязкопластической среды с сопротивлением чистому сдвигу 10 Н/мм2, динамической вязкости 0,1 Н/мм2 ·с при различных значениях геометрического параметра l/hср = 0,556,65 и скорости прокатки 0,3 м/с Постулаты теории прокатки, подтвержденные и предложенные на основе гидродинамической модели 1. Характер течения металла оценивали по эпюрам продольных скоростей в различных сечениях очага деформации. Расчеты показали, что эпюры являются гладкими кривыми, имеющими не более пяти локальных экстремумов и трех точек перегиба. Неравномерность эпюр возрастает с ростом толщины прокатываемых полос. При прокатке высоких полос (l/hср = 0,55) скорости течения центральных и контактных слоев на входе в очаг превышают среднее значение, определенное из условия равномерной деформации. Однако на большей части длины очага деформации центральные слои металла отстают, а приконтактные опережают среднюю скорость. По мере увеличения параметра l/hср распределение продольной скорости течения металла по высоте очага деформации становится все более равномерным.

Характерным для случая прокатки высокой полосы является наличие зоны попятного течения металла, которая находится в приконтактном слое входного участка очага деформации.