CC BY
96
Благодаря винтовой прокатке, измельчение зерна происходит в основном в поверхностных слоях заготовки. Последующее прессование в матрице приводит к изменению размера зерна по всему поперечному сечению заготовки. Но, несмотря на это, разница значений среднего диаметра зерна между центральной и поверхностной зонами остается. Чтобы уменьшить наблюдаемый разброс значений и выровнять размер зерна в поперечном сечении, заготовку необходимо подвергнуть нескольким циклам деформации. Так, после третьего прохода разница средних значений размера зерна между центральной и поверхностной зонами составляет всего 3 мкм, что значительно меньше, чем после первого прохода -7 мкм. Это позволяет говорить о достаточно равномерной проработке структуры в поперечном сечении заготовки.
Следует отметить, что для получения таких результатов путем РКУП требуется 4-6 циклов прессования, а представленные результаты были получены после трех проходов, время каждого прохода для прутков длиной 250 мм составило 5-8 секунд. Производительность в данном случае будет до 100 кг/ч высококачественного стального прутка, без ограничения длины с субультрамелкозернистой структурой. Это значительно выше, чем в основных конкурентных процессах, что дает возможность говорить о большей эффективности предложенного процесса.
Список литературы
1. Р. Валиев, И. Александров. Объемные наноструктурные металлические материалы. Москва: Академкнига, 2007. 398 с.
2. Патент № 27445. Устройство для непрерывного прессования металла. Найзабеков А.Б., Лежнев С.Н., Арбуз А.С. (уведомление от 25.09.2015 г.).
3. Патент РФ № 2240197. Способ комбинированной интенсивной пластической деформации заготовок. Валиев Р.З., Салимгареев Х.Ш., Рааб Г.И., Красильников Н.А., Амирханов Н.М. 2004.
4. H. Yada, N. Matsuzu, K. Nakajima, K. Watanabe and H. Tokita. Trans. ISIJ. 1983. 23.100109.
5. ГОСТ 5639-82. Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна.
6. P. Berbon, N. Tsenev, R. Valiev, M. Furukawa, Z. Horita, M. Nemoto, T. Langdon. Metall Mater Trans A. 1998. 29, 9, 2237-2243.
7. Z. Horita, D.J. Smith, M. Furukawa, M. Nemoto, R. Valiev, T. Langdon. J Mater Res. 1996. 11, 8, 1880-1890.
УДК 621.778.1-426.014:621.785.01
УПРОЧНЯЮЩАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРОВОЛОКИ ДЛЯ АРМИРОВАНИЯ БОРТОВЫХ КОЛЕЦ ШИН*
1 2 1 Харитонов В.А. , Столяров А.Ю. , Лысенин А.В.
1ФГБОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова», Россия
ООО «Специальные технологии», г. Магнитогорск, Россия
За последнее, сравнительно небольшое время, сортамент армирующих материалов для автомобильных шин претерпел значительные изменения. Связано это, в первую очередь, с тем, что к автомобильным шинам стали предъявляться более жесткие требования по ходимости, массе, дисбалансу (силовой неоднородности) и т.д.
*
Работа проведена в рамках реализации госзадания по теме «Разработка технологии получения высокопрочных длинномерных профилей из материалов с ультрамелкозернистой структурой в условиях комбинирования процессов интенсивного пластического деформирования» (Задание № 11.1525.2014К от 18.07.2014); а также при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках реализации комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства с участием высшего образовательного учреждения (Договор от 01.12.2015 г. № 02.G25.31.0178).
Для обеспечения повышенных технических характеристик шин современная бортовая проволока должна выдерживать высокую разрывную нагрузку при минимальной массе погонного метра (линейной плотности), иметь достаточный уровень прочности связи с резиной, обладать повышенным сопротивлением усталостному разрушению при циклических нагрузках. Особое внимание на сегодняшний день уделено следующим показателям: прямолинейность, равновесность, скручиваемость, остаточное кручение, стрела прогиба, непосредственно влияющих на технологичность процесса изготовления резино-кордового полотна (бортовых колец) на современных линиях обрезинивания.
Традиционно для армирования бортовых колец автомобильных шин применялась «классическая» бортовая латунированная проволока. Однако развитие технологии шинной промышленности диктует повышенные требования к армирующим материалам и на сегодняшний день стоит задача получить более высокий уровень прочности и при этом сохранить прежний уровень пластических свойств проволоки для армирования бортовых колец шин. В связи с этим активно начало применяться бронзирование проволоки. В таблице приведён сравнительный анализ качественных характеристик бортовой латунированной и бортовой бронзированной проволоки диаметром 1,0 мм из стали марки 70, используемой при изготовлении бортовых колец шин [ 1 ].
Таблица
Механические свойства бортовой проволоки диаметром 1,0 мм
Механическая характеристика Требования НТД
Латунированная проволока Бронзированная проволока
Разрывная нагрузка, Н (ГОСТ 10446-80) >1400 >1530
Число скручиваний (ГОСТ 1545-80) >29 >29
Число перегибов (ГОСТ 1579-93) >10 >10
Относительное удлинение, % (ГОСТ 10446-80) >4,5 / 5,5 >4,8 / 5,5
Отношение предела текучести к пределу прочности, % не регламентируется <75-85
Из данных таблицы видно, что бортовая бронзированная проволока обладает более высоким комплексом прочностных и пластических свойств по сравнению с бортовой латунированной проволокой.
Бронзовое покрытие наносится химическим способом путем одновременного осаждения меди и олова из одной ванны. Термообработка в данном случае проводится до нанесения покрытия и только с целью обеспечения заданного комплекса прочностных и пластических свойств проволоки, после которой следуют операции подготовки поверхности проволоки под покрытие.
Именно заключительная операция термообработки холоднодеформированной проволоки позволяет повысить и достигнуть требуемых показателей пластичности, прямолинейности и при этом не сильно снизить прочностные характеристики. Данная термическая обработка также еще называется - низкотемпературным отжигом, отжигом для снятия напряжений. Она осуществляется в протяжной печи, где проволока нагревается до температуры 500-600 °С и остывает на воздухе. Низкотемпературный отжиг является очень важной технологической операцией, с точки зрения получения требуемых показателей качества готовой продукции, и позволяет повысить пластичность бортовой проволоки, не сильно снижая при этом прочность.
Принято считать, что при нагреве холоднодеформированной стали выше 300 °С протекают процессы возврата, отдыха и полигонизации, происходит релаксация микронапряже-
нии, накопленных в структуре заготовки при волочении, а также аннигиляция дислокации -резкое снижение плотности дефектов кристаллической решетки [2]. После кратковременного отпуска при 500-600 °С полностью заканчивается процесс сфероидизации цементитных частиц. Повышение температуры отпуска приводит к коалесценции цементитных частиц и росту зерен феррита в перлитных зернах. Эти процессы протекают тем интенсивнее, чем выше степень пластическои деформации. Следовательно, чем выше степень деформации, тем интенсивнее протекают процессы перераспределения и аннигиляции дислокации и рекристаллизации феррита, приводящие к более резкому снижению в нем плотности дефектов кристаллической решетки [3-5, 6 и др.], а также процессы сфероидизации и коалесценции це-ментитных частиц. Этими процессами и определяется более резкое снижение прочности при повышении температуры или продолжительностью отпуска в стали, подвергнутой более высокому обжатию.
При нанесении латунного покрытия происходит некоторое снижение временного сопротивления разрыву готовой бортовой проволоки по сравнению с холоднодеформирован-ной заготовкой. Это объясняется тем, что проволока подвергается низкотемпературному отжигу и дополнительно диффузионному нагреву поверхностных слоев цинка и меди для образования латунного покрытия. Проведенные исследования показали, что при переходе на нанесение бронзового покрытия прочностные характеристики после низкотемпературного отжига не снижаются, а наоборот повышаются (временное сопротивление разрыву повышается в среднем на 50-80 МПа).
В условиях предприятия ООО «Специальные технологии» (г. Магнитогорск) налажено производство бортовой бронзированной проволоки диаметром 1,0 мм из стали марки 70. Структура технологического процесса изготовления бортовой проволоки состоит из следующих основных взаимосвязанных подпроцессов:
- подготовка поверхности и «грубо-среднее» волочение сорбитизированной катанки;
- патентирование холоднодеформированной заготовки. При этом патентирование может быть промежуточным - только для восстановления пластических свойств и окончательным - для восстановления пластических и формирования окончательных свойств проволоки;
- чистовое волочение с суммарной степенью деформации = 88 %;
- отжиг при температуре 550-580 °С, нанесение адгезионных покрытий, обработка при необходимости знакопеременной деформацией проволоки для бортовых колец шин [7].
Процесс пооперационного изменения временного сопротивления разрыву и относительного удлинения представлены на рис. 1, 2.
Рис. 1. Пооперационное изменение временного сопротивления разрыву стали марки 70
Рис. 2. Пооперационное изменение относительного удлинения
стали марки 70
Из рис. 1, 2 видно, что после окончательной операции отпуск + бронзирование прирост временного сопротивления составляет 4-5 % МПа, относительное удлинение увеличивается на 2-3 %.
Для объяснения данного эффекта был проведен литературный анализ и даны теоретически обоснованные предположения по поводу протекания механизмов в стали, которые влияют на повышение прочности.
В работе [2] показано, что существенные изменения структуры, которые происходят при нагреве деформированной стали выше 300 °С, должны оказывать влияние на изменение механических и физических свойств.
Обычно процессы сфероидизации и коалисценцин цементитных частиц приводят к снижению прочностных и росту пластических свойств. В этом же направлении оказывает влияние и уменьшение плотности дефектов кристаллической решетки, связанное с процессами полигонизации и рекристаллизации феррита. Однако изменение механических свойств при отпуске деформированных сталей в интервале температур 300—600 °С не носит монотонного характера. В работах [11, с. 119, 251; с. 106 и 116; 254-256; 267; 295] показано, что отпуск при указанных температурах приводит к некоторому повышению или задержке в снижении прочностных свойств и падению пластических свойств (рис. 3, показанный в работе [2, с. 141]). Величина аномального эффекта в среднем интервале температур отпуска определяется содержанием углерода в стали, формой и размерами цементитных частиц и степенью деформации.
Из рис. 3 видно, что при температуре нагрева до 300 °С , идет так называемое деформационное старение стали. При деформационном старении средне- и высокоуглеродистых сталей заметно увеличивается сопротивление пластическим деформациям (предел пропорциональности, предел текучести) и твердость. Указанные характеристики растут независимо от вида предварительной деформации и тем интенсивнее, чем выше степень деформации и выше содержание углерода в стали. Изменение же свойств в интервале температур 300-600 °С, называемый некоторыми авторами высокотемпературным эффектом деформационного старения, нельзя относить к деформационному старению, хотя характер изменения механических свойств в некоторых случаях аналогичен их изменению при деформационном старении. При этих температурах существенно меняется структура деформированной стали.
В данных работах в основном были исследованы среднеуглеродистые 0,5-0,7 % С и за-эвтектоидные инструментальные стали с содержанием углерода 0,8-1,3 % С и диаметром проволоки 3-5 мм. Отжиг происходил в течение от 20 мин до 2 часов. В нашем случае бортовая проволока находится в проходной печи в среднем 10-15 с в зависимости от скорости
прохождения проволоки по агрегату, при температуре 550-580 °С. Заготовкой для бронзирования является холоднодеформированная проволока диаметром 1,0 мм, которая подверглась холодному волочению с суммарной степенью деформации 88 %. Поэтому для этого вида проволоки с большой степенью деформации механизмы упрочнения после высокотемпературного отпуска не изучены и представляют большой интерес для исследования.
Рис. 3. Изменение твердости при отпуске деформированных сжатием на 20 % (а) и 70 % (б) отожжённых сталей с содержанием углерода (%): 1- сталь марки 20, С = 0,2 %; 2 - сталь марки 35, С = 0,35 %;
3 - сталь марки 45, С = 0,45 %; 4 - сталь марки У8А, С = 0,79 % 5 - сталь марки У13А, С = 1,27 %
Из литературных данных [2, 8, 9] известно, что чем выше содержание углерода в стали, тем интенсивнее протекает процесс уменьшения плотности дефектов кристаллической решетки феррита. Так как процессы разупрочнения протекают тем интенсивнее, чем выше степень деформации и больше содержание углерода в стали, то внешнее проявление эффекта упрочнения (отклонение от монотонного хода кривых изменения прочности и твердости) после больших деформаций будет тем меньше, чем больше перлита (углерода) в стали и выше степень деформации.
Но фактически оказалось, что при суммарной степени холодно пластической деформации 88 % предшествующей отпуску, упрочнение стали происходит.
Факт упрочнения высокоуглеродистой проволоки при высокотемпературном отпуске 550-580 °С можно объяснить тем, что, во-первых, холодная пластическая деформация резко ускоряет процессы сфероидизации и коалесценции цементитных пластин при отпуске. Указанные процессы должны снижать прочность и повышать пластичность. Однако развитие этих процессов сопровождается значительным переносом атомов углерода к границам зерен, что повышает твердость стали [11]. Во-вторых, при применении более точных методов определения температуры начала рекристализации (дифференциально-твердостной, рентгенографический метод микропучка) оказывается, что с увеличением степени деформации средне и высокоуглеродистой стали от 40 до 80 % температура рекристаллизации снижается с 800900 до 500-650 °С (дифференциально-твердостной метод) [12]. Это связано с изменением при высокой степени деформации не только в матрице, но и в карбидной фазе (дробление карбидов подтверждено металлографически). Дробление приводит к увеличению числа частиц и уменьшению их размеров при постоянной объемной доле, что способствует замедлению роста зародышей при рекристаллизации и уменьшению размера рекристаллизова-
ных зерен. Поэтому при температуре отпуска 550-580 °С высокоуглеродистой бортовой проволоки скорее всего начинают развиваться механизмы первичной рекристаллизации. В-третьих, полигонизация в деформированных металлах может и не происходить. Как уже указывалось, для ее развития необходимо, чтобы предварительная пластическая деформация была проведена с небольшими степенями, при которых перераспределение дислокаций происходит только в непересекающихся системах скольжения. Если пластическая деформация была выполнена с большими степенями, то вслед за процессами отдыха начнутся сразу процессы первичной рекристаллизации [13-15]. Образование большеугловых границ на начальных стадиях рекристаллизации при незначительном уменьшении плотности дислокаций может также упрочнять металл. Влияние процесса полигонизации и начальных стадий процесса рекристаллизации на изменение свойств должно усиливаться «загрязнением» границ атомами углерода. Сегрегация углерода на образовавшихся границах увеличивает сопротивление пластической деформации за счет повышения сопротивления движению дислокаций при передаче деформации от зерна к зерну, а также за счет затруднения возникновения новых дислокаций на границах.
Поэтому график изменения механических свойств высокоуглеродистой проволоки для бортовых колец шин (временного сопротивления разрыву и относительного удлинения) можно представить в следующем виде (рис. 4). Из рисунка видно, что по окончании процесса возврата и начала первичной рекристаллизации, кривая прочности имеет всплеск, показывающий некоторое увеличение прочности стали в процессе высокотемпературного отпуска.
Рис. 4. Изменение механических свойств Ов, б в зависимости от температуры отжига: В - интервал температур развития возврата; ПР - первичной рекристаллизации;
СР - собирательной; ВР - вторичной рекристаллизации
Вывод
Исследования показали, что при проведении заключительной термообработки (высокотемпературного отпуска) высокопрочной бортовой проволоки диаметром 1,0 мм из стали марки 70 происходит повышение прочности проволоки. Этот факт можно объяснить тем, что в результате высокотемпературного отпуска высокоуглеродистой стали полигонизация не происходит из-за большой предшествующей степени деформации, а сразу начинают происходить механизмы первичной рекристаллизации, а именно возникают полигональные границы и новые большеугловые границы с одновременной адсорбцией на них атомов углерода. Это несколько повышает прочность и незначительно повышает пластичность высокоуглеродистой стали. Этот эффект должен усиливаться с повышением степени деформации и содержания углерода в стали. В связи с вышеизложенным, представляет интерес к подробному изучению процессов термической обработки при температуре от 300 до 600 °С высокоуглеродистой проволоки после высоких степеней пластической деформации.
Список литературы
1. Столяров А.Ю. Разработка технологии термической обработки проволоки для армирования бортовых колец шин способом нагрева в кипящем слое / А.Ю. Столяров, Н.Г. Гофман, В.И. Токарев // Метиз. 2008. № 3. С. 21-23.
2. Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. Изд-во «Металлургия», 1972. 320 с.
3. Стародубов К.Ф., Бабич В.К. Изменение пластических свойств стали при отпуске. Укр. НТО ЧМ, Днепропетровск, 1957.
4. Стародубов К.Ф., Бабич В.К. // Изв. вузов, Черная металлургия. 1958. № 2. С. 133.
5. Стародубов К.Ф., Бабич В.К. // Вопросы черной металлургии: Научные труды Днепропетровского металлургического института. Днепропетровск, 1958, вып. 36, С. 43.
6. Бабич В.К., Пирогов В.А., Бережной А.В. // Изв. вузов. Черная металлургия. 1969. № 2. С. 78.
7. Столяров А.Ю. Разработка конкурентоспособной технологии производства проволоки высокой прочности для армирования автомобильных шин: дис. ... канд. техн. наук. Магнитогорск, 2013. 117 с.
8. Завалишин А.Н., Покачалов В.В., Харитонов В.А. Линейные дефекты кристаллического строения металлов: учеб. пособие. Магнитогорск: МГТУ им. Г.И. Носова, 200. 71 с.
9. Харитонов В.А., Тулупов О.Н. Солвременные направления развития технологии производства катанки: учеб. пособие. Магнитогорск: МЦОС, 2005. 137 с.
10. Бабич В.К., Сердюк А.Г. // Упрочняющая термическая обработка проката: Труды Института черной металлургии. Изд-во «Металлургия», 1966, вып. 24. С. 105.
11. Коджаспиров Г.Е., Рудской А.И., Рыбин В.В. Физические основы и ресурсосберегающие технологии изготовления изделий деформированием. СПб: Наука, 2006. 350 с.
12. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. Изд-во «Металлургия», 1967.
13. Биронт В.С. Теория термической обработки металлов. Отжиг: Учеб. пособие. СФУ: ИЦМиЗ. Красноярск, 2007. 234 с.
14. Харитонов В.А., Столяров А.Ю. Влияние геометрических параметров очага деформации на разрушение проволоки при волочении // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2013. № 1 (41). С. 33-39.
15. Харитонов В.А. Повышение эффективности производства стальной проволоки волочением // Обработка сплошных и слоистых материалов. 2013. № 1 (39). С. 79-85.
УДК 621:771.23-022.532:621.785
ОПРЕДЕЛЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ И СВЕРХВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ПО ТВЕРДОСТИ1
Чукин М.В., Полецков П.П., Гущина М.С., Бережная Г.А.
ФГБОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова», Россия
Введение
Традиционным методом определения прочности и пластичности металла является отбор проб и их последующее испытание на растяжение по ГОСТ 1497-84 [1], EN ISO 68921:2009 [2]. Главным преимуществом данного метода является то, что полученные в результате прямых испытаний значения прочностных (предел текучести, временное сопротивление
1 Работа проведена при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках реализации комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого с участием российского высшего учебного заведения (договор 02.G25.31.0105).
