Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010
Подождите немного. Документ загружается.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
600
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПРОВОЛОКИ ИЗ
УГЛЕРОДИСТЫХ МАРОК СТАЛИ СПОСОБАМИ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Харитонов В.А., Ефимова Ю.Ю., Ямашева Е.Ю., Усанов М.Ю.
Россия, ГОУ ВПО «Магнитогорский государственный
технический университет им. Г.И. Носова», jefimova78@mail.ru
Проволока из углеродистых марок стали и изделия из нее (пружины, канаты, сетки
и т.д.) получили широкое распространение практически во всех отраслях
промышленности и строительства. Эффективность их использования определяется
достигнутым уровнем качества.
Получить высокую прочность и пластичность проволоки из углеродистых сталей
можно путем значительного измельчения микроструктуры, для чего нужно обеспечить
прежде всего сдвиговой и немонотонный характер деформации. Проволока является
длинномерным изделием, в связи с чем применяемые в настоящее время для получения
ультрамелкозернистых структур методы интенсивной пластической деформации
использовать нельзя. Применяемые же в промышленных технологиях производства
проволоки способы ОМД: волочение, прокатка, прессование, протяжка являются
квазимонотонными процессами. При их применении в проволоке образуется ярко
выраженная аксиальная текстура. Для реализации схемы простого сдвига по всему
сечению проволоки необходимо процесс проводить с очень высокими единичными
обжатиями, что снижает устойчивость процесса, способствует разрушению металла.
В связи с этим разработка и промышленная реализация новых способов получения
проволоки с мелкозернистой из углеродистых марок сталей в настоящее время является
актуальной задачей. При этом эти способы не должны усложнять технологический
процесс и оборудование.
На кафедре машиностроительных и металлургических технологий ГОУ ВПО
«Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова»
проводятся исследования по разработке технологических процессов получения проволоки
с ультрамелкозернистой структурой с использованием операций, реализующих различные
схемы сдвиговой деформации. Процессы знакопеременной деформации (ЗПД) находят
широкое применение при обработке длинномерных изделий без волок.
Так, проведен комплекс исследований по получению измельченной структуры в
проволоке с использованием роликовых устройств, которые широко применяются при
окалиноломании и рихтовке и являются наиболее популярными среди способов обработки
знакопеременным изгибом. В условиях ЗАО «Уралкорд» на имеющемся оборудовании
для рихтовки проволоки был проведен эксперимент. Патентированная проволока
диаметром 1,14 мм (содержание углерода 0,77 %, марганца – 0,51 %) многократно
протягивалась через роликовое устройство, причем схема прохождения проволоки для
реализации сдвиговой деформации была изменена (рисунок 1).
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
601
Рисунок. 1. Технологическая схема знакопеременной деформации
При этом выполнялись условия сдвига, а также обеспечивался немонотонный
характер деформирования. Испытания полученных образцов представлены в табл. 1. При
использовании такого метода факт измельчения структуры был установлен, однако в
структуре не наблюдалась равномерность распределения зерен по всему объему образца.
Это могло быть связано с отсутствием высокого квазигидростатического давления. Для
устранения данной проблемы необходимо создать эффект наложения интенсивного
давления между роликами, установив их попарно в устройстве.
Таблица 1
Изменение диаметра, механических свойств, степени деформации сдвига проволоки
в зависимости схемы ЗПД
L D H
Диаметр после
деформации,
%
Предел
прочности,
Н/мм
2
Относительное
удлинение, %
Степень
деформации
сдвига, ε
мм
100 42 55 1,14 1250 7,5 31,80
30 30 30 1,13 1251 6,0 29,60
22 22 20 1,10 1256 4,5 58,18
Исследование структуры проводили методом растровой электронной микроскопии
(РЭМ) с помощью микроскопа JSM-6490LV при ускоряющем напряжении 30 кВ на
микрошлифах (используемых для световой микроскопии) в режиме вторичных
электронов.
Структура патентированной стали 80 в исходном состоянии представляет в
основном тонкопластинчатый перлит и сорбит с межпластинчатым расстоянием 0,1-0,2
мкм. На поверхности проволоки, подвергнутой знакопеременной деформации, в структуре
обнаружился слой протяженностью 30 мкм с измельченной структурой (рис. 2, б).
Размер таких фрагментов измельченных зерен составляет 220 до 500 нм (до деформации
минимальный размер зерен в поверхностных областях составлял порядка 350-900 нм
(рисунок 2, а)).
а б
Рисунок 2. Микроструктура поверхностного слоя патентированной стали 80 до (а)
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
602
и после (б) знакопеременной деформации
Получать достаточно высокие значения степени деформации путем варьирования
диаметрами роликов, а также расстоянием между роликами и их расположением, при этом
диаметр проволоки оставался постоянным (см. табл. 2).
Следовательно, при малых относительных диаметрах роликов и больших углах
охвата степень деформации становится значительной, что также способствует получению
УМЗ структуры в проволоке.
Другим направлением исследований является применение радиально-сдвиговой
деформации при протяжке и прессовании. Волока для радиально-сдвиговой протяжки
была спроектирована и изготовлена в условиях ООО «Спецпроекткомплектация» (г.
Магнитогорск). Радиально сдвиговой протяжке подвергали пруток из стали марки 20,
имеющий равномерное феррито-перлитное строение по сечению заготовки (рисунок 3).
Таблица 2
Изменение деформации сдвига в зависимости схемы ЗПД
L H D
Степень деформации ε
мм
40 22 42 40,47
21 22 30 30,06
30 6 30 50,90
0 50 35 94,00
0 40 35 98,40
50 50 35 46,75
50 50 50 57,1
а б
Рисунок 3. Микроструктура на поверхности (а) и в центре (б)
исходной заготовки стали марки 20, х 200
Исследование микроструктуры стали марки 20 после радиально сдвиговой протяжки
со степенью деформации ε = 25,11% (рисунок 4) показало, что на поверхности заготовки
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
603
образовался деформированный слой протяженностью до 460 мкм, в центральных областях
заготовки видимых структурных изменений не обнаружено.
а б
Рисунок 4. Микроструктура на поверхности (а) и в центре (б)
образца стали марки 20 после радиально сдвиговой протяжки, х 200
Исследование микроструктуры деформированного поверхностного слоя с помощью
растрового электронного микроскопа JSM-6490LV при ускоряющем напряжении 30 кВ
показало, что волокнистая структура состоит из деформационных полос (рисунок 5),
внутри которых происходит образование фрагментов размером до 165 - 850 нм (рисунок
5, б).
а б
Рисунок 5. Деформационные полосы (а) и фрагменты зерен (б)
в микроструктуре стали марки 20 после радиально сдвиговой протяжки
Весьма перспективным при производстве проволоки, особенно массового
применения, в современных условиях является совмещение радиально-сдвиговой
протяжки и волочения в монолитной волоке. Благодаря совмещению различных схем
деформации будет обеспечена равномерная по сечению мелкодисперсная микроструктура.
Волочение обеспечит высокую точность проволоки и дополнительную, в том числе
сдвиговую, деформацию поверхностного слоя проволоки. Это обеспечит повышение
качества проволоки, уменьшение числа промежуточных термообработок. Конструктивно
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
604
это может быть решено путем изготовления модуля, в котором установлены
последовательно две волоки: роликовая, обеспечивающая режимы радиально-сдвиговой
деформации, и монолитная. Данный модуль может быть установлен на волочильных
машинах грубо-среднего волочения любых конструкций.
*Работа выполнена в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры
инновационной России» на 2009-2013 гг., мероприятие 1.2.2, гос. контракт П983 и АВЦП
“Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 годы)”, проект 2.1.2/2014.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
605
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА CU-CR СПЛАВОВ ПОСЛЕ СДВИГА ПОД
ДАВЛЕНИЕМ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО НАГРЕВА
2
Шаньгина Д.В., Бочвар Н.Р., Добаткин С.В.
Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и
материаловедения им. А.А. Байкова РАН, Москва
E-mail: bochvar@imet.ac.ru
Изучено влияние содержания хрома (0,75; 9,85; 27 %), исходного состояния и
температуры нагрева на термическую стабильность медно-хромовых сплавов после
интенсивной пластической деформации с использованием методов измерения
микротвердости, удельного электросопротивления и исследования микроструктуры.
Построены кривые зависимости микротвердости и удельного электросопротивления от
температуры нагрева в интервале температур от 50 до 600°С и кривые распределения
микротвердости по диаметру образцов в зависимости от содержания хрома в сплавах.
Показано различие в упрочнении и разупрочнении низколегированных и
высоколегированных медно-хромовых сплавов, подвергнутых кручению под
гидростатическим давлением, связанное с различной исходной структурой исследуемого
материала.
Введение
В настоящее время интенсивная пластическая деформация, как метод получения
ультрамелкозернистых материалов с принципиально новым комплексом физико –
механических свойств, доказала свою состоятельность.
Результаты ряда работ [1-4], в которых метод интенсивной пластической
деформации (ИПД) был применен к широко используемым низколегированным хромовым
и циркониевым бронзам, показали повышение их прочностных свойств и термической
стабильности. Высоколегированные Cu-Cr сплавы исследованы в значительно меньшей
степени, хотя они обладают большей жаропрочностью за счет большого количества
хромовой фазы в структуре сплава и достаточно высокой электропроводностью в связи с
низкой взаимной растворимостью компонентов. Так, например, для сплава Cu-5 % Cr
3
она составляет 75 % от электропроводности меди [5]. Однако хромовая фаза в литом
материале имеет довольно большой размер, порядка 10 мкм, что приводит к снижению
пластичности и прочностных свойств.
Применение методов ИПД для получения ультрамелкозернистой структуры как в
низколегированных, так и в высоколегированных медно-хромовых сплавах с целью
улучшению их эксплуатационных характеристик актуально как для электродов
контактной сварки, так и для коммутационных аппаратов, процесс повышения
долговечности и надежности которых требует непрерывного совершенствования
используемых материалов [6].
В ранее проведенных работах было установлено, что исходное состояние сплава
оказывает сильное влияние на процессы формирования структуры при интенсивной
пластической деформации [7]. В настоящей работе этому аспекту уделено значительное
внимание.
2
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант № 10-08-00594
3
Здесь и далее по тексту состав сплавов приведен в % по массе
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
606
Целью работы являлось изучение термической стабильности медно-хромовых
сплавов с 0,75; 9,85 и 27 % Cr, полученных кручением под гидростатическим давлением
(КГД), методами измерения микротвердости, удельного электросопротивления и
оптической микроскопии.
Материалы и методика исследования
Материалы, методы приготовления сплавов и их обработка
Материалами исследования были выбраны медно-хромовые сплавы с содержанием
хрома 0,75; 9,85 и 27%. В качестве шихтовых материалов были использованы Cu, марки
М0б (99,97%), и Cr, марки ЭРХ (99,96 %). Выплавку сплавов с содержанием хрома до 10
% проводили в вакуумной дуговой печи в атмосфере очищенного аргона с
использованием нерасходуемого вольфрамового электрода на медном водоохлаждаемом
поддоне. Для получения слитков с равномерным распределением легирующих элементов
их переплавляли 4-5 раз. Полученные слитки имели диаметр100 мм и высоту 10 мм.
Таким способом было выплавлено два слитка сплавов Cu-0,75 % Cr и Cu-9,85 % Cr. Сплав
с большим содержанием хрома выплавляли в индукционной печи в атмосфере проточного
аргона в графитовом тигле и отливали на воздухе в стальную изложницу диаметром 30 мм
и высотой 90 мм. Таким способом был отлит слиток сплава Cu-27 % Cr. Составы всех
выплавленных сплавов приведены по химическому анализу. Первые два слитка
подвергали горячей ковке на ковочном молоте, а сплав с 27 % Cr исследовали в литом
состоянии. Перед ковкой слитки выдерживали в печи в течение 0,5 ч при температуре
800°С. Полученные прутки диаметром 12 мм и длиной около300 мм разрезали на
заготовки и подвергали термической обработке по двум режимам:
ТО1- закалка с 900°С в воду (выдержка 2 ч);
ТО2- отжиг при 600°С, охлаждение на воздухе (выдержка 2 ч).
Закаленные и отожженные прутки, так же как и литая заготовка сплава с 27% Cr
были обточены на токарном станке до диаметра 10 мм и разрезаны на образцы толщиной
0,6 мм. Эти образцы были подвергнуты интенсивной пластической деформации, которая
осуществлялась методом кручения под гидростатическим давлением (КГД) на наковальне
Бриджмена со скоростью ~1 оборот/мин. при комнатной температуре под давлением 4
ГПа со степенью истинной деформации на середине радиуса образца, равной ε ≈ 4,8 (5
оборотов). Структурные исследования и измерения микротвердости проводили на
середине радиуса образца. Следует отметить, что конечная толщина образца составляла
0,3 мм, так как деформация проводилась в «лунке» глубиной 0,3 мм.
Методы исследования
Измерения микротвердости и удельного электросопротивления проводили на
образцах, подвергнутых и не подвергнутых КГД, в исходном состоянии и после нагрева
при температурах от 50 до 600°С (с интервалом в 50°С). Нагрев осуществляли в
электрической печи сопротивления с выдержкой образцов при каждой температуре в
течение 1 часа. Микроструктрура сплавов была исследована на образцах в литом
состоянии, после ковки, закалки и отжига, а также после КГД в исходном состоянии и
после нагрева при 600°С. Шлифы готовили механической шлифовкой, полировкой и
травлением в 30 % водном растворе персульфата аммония.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
607
Микроструктурные исследования выполняли на оптическом микроскопе
NEOPHOT 2. Микротвердость определяли с помощью прибора M-400-H «Leco» с
нагрузкой 50 г и выдержкой 10 с на расстоянии 2 мм от центра образца (середина
радиуса). Измерение электросопротивления проводили с помощью микроомметра БСЗ-
010-2 методом «амперметра-вольтметра» на плоских образцах размером 0,3х6х8 мм,
вырезанных из исходных образцов.
Результаты и их обсуждение
1.
Микротвердость после КГД
Интенсивная пластическая деформация способствовала значительному
упрочнению хромовых бронз. Значения микротвердости увеличиваются с повышением
содержания хрома. После КГД микротвердость сплава Cu-0,75 %Cr в исходно
отожженном (режим ТО2) и исходно закаленном (режим ТО1) состоянии составила 1610 и
1710
МПа соответственно, а микроствердость сплавов Cu-9,85 %Cr и Сu-27 %Cr была
равной соответственно 2140 и 2700 МПа.
Как известно, при постоянной толщине образца степень деформации при КГД
увеличивается с увеличением расстояния от центра, что приводит к неоднородности
свойств. В связи с этим, была измерена микротвердость всех сплавов вдоль диаметра
образцов. На фигуре 1 показано распределение микротвердости по двум взаимно
перпендикулярным диаметрам. При увеличении объемной доли частиц Cr в сплавах
степень неоднородности значительно возрастает. Так, если в сплаве с 0,75 %Cr,
обработанному как по режиму ТО1, так и по режиму ТО2, разница в микротвердости
между центром и краем заготовки составила около 300 МПа, то в сплаве с 9,85 %Cr эта
разница была 1000 МПа, а в сплаве с 27 %Cr уже 1600 МПа. Следует отметить, что
увеличение труднодеформируемой Cr-фаза оказывает большое влияние на упрочнение
сплавов и неоднородность микротвердости по диаметру.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
608
Фиг. 1. Распределение микротвердости по диаметру образца в Cu-Cr сплавах после
КГД: (а) Cu-0,75 %Cr (Исходное состояние-ТО2); (б) Cu-0,75 %Cr (Исх. сост.-ТО1); (в) Cu-
9,85 %Cr (Исх. сост.-ТО1); (г) Cu-27 %Cr (Исх. сост.- литое)
Таким образом, повышение содержания хрома в медно-хромовых сплавах
увеличивает микротвердость после КГД и усиливает ее неоднородность по диаметру
образца. Для сплава Cu-0,75 %Cr значения микротвердости после КГД несколько выше в
исходно закаленном состоянии по сравнению с исходно отожженном.
2. Изменение удельного электросопротивления и микротвердости при нагреве
Значительное влияния исходного состояния сплава на термическую стабильность
формирующейся в процессе КГД структуры можно проследить на примере сплава Cu-0,75
%Cr, который был обработан до КГД по двум указанным выше режимам, ТО1 и ТО2.
Следует отметить, что уровень микротвердости этого сплава после КГД в состоянии ТО1
несколько выше такового в состоянии ТО2. Это связано, вероятно, с дислокационной
структурой, образующейся после КГД, и ее взаимодействием с атомами хрома. В процессе
ИПД выделение сегрегаций хрома на дислокациях из пересыщенного твердого раствора
после закалки может способствовать большему упрочнению. На фигуре 2 и 3 приведены
построенные зависимости микротвердости и удельного электросопротивления от
температуры нагрева.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
609
Фиг. 2. Зависимость микротвердости (а) и удельного электросопротивления (б) сплава
Cu-0,75 %Cr от температуры нагрева. Обозначения обработок: 1 – ТО2+КГД; 2 – ТО1+
КГД; 3 – ТО1.
Микротвердость образца после КГД (режим ТО2) резко снижается уже при
температуре 100°С и достигает минимального значения при 150°С, что практически
соответствует термической стабильности чистой меди (фиг. 2а, кривая 1).
Как известно, на величину удельного электросопротивления в большей мере
оказывают влияние примеси в твердом растворе и в гораздо меньшей степени искажения
кристаллической решетки, в основном, связанные с дислокациями. В данном случае
электросопротивление слабо зависит от температуры нагрева, что видно из хода кривой 1
на фиг. 2б. Следовательно, в ходе ИПД в этом сплаве не наблюдается процесс
деформационно-стимулированного растворения частиц хрома. Весь процесс
деформационного упрочнения происходит в Cu-твердом растворе, а частицы второй фазы
значительного влияния на протекающие процессы не оказывают. Микротвердость
образца, обработанному по режиму ТО1, КГД, начинает снижаться при значительно более
высокой температуре, выше 250°С, и процесс разупрочнения протекает в широком
интервале температур, фиг. 2а, кривая 2. При этом выделение Cr- фазы из пересыщенного
твердого раствора происходит практически во всем исследованном температурном
интервале вплоть до 450°С, о чем свидетельствует плавное снижение удельного
электросопротивления, фиг. 2б, кривая 2.
В закаленном и не подвергнутом КГД образце процесс выделения Cr- фазы
наблюдается после нагрева выше температуры 400°С, что сопровождается повышением
микротвердости (фиг. 2а, кривая 3) и резким снижением удельного электросопротивления