Файл: Алюминиевые и магниевые сплавы, армированные волокнами..pdf

Стальная высокопрочная проволока является одним из видов высокопрочных проволок, производство которой может быть нала­ жено в больших количествах.

Наиболее высокими прочностными свойствами обладает проволо­ ка из углеродистой стали, они определяются тремя главными фак­ торами [29]:

а) химическим составом, б) термической обработкой, в) холод­ ной деформацией.

Кроме этих параметров на прочность влияет низкотемпературная термическая обработка после холодной деформации, а при прочих равных условиях—и содержание углерода [29] (рис. 28). Считается, что увеличение содержания углерода выше 0,8% уже не приносит пользы: сильно затрудняется холодная деформация и термическая обработка, снижается пластичность. Mn, Ni, Cr, Mo в проволоках из углеродистой стали повышают прочность (правда, ликвация этих элементов снижает прочность). Си и Sn — уменьшают прочность проволоки из углеродистой стали, снижая ее пластичность и вяз­ кость. Эти элементы, скапливаясь на границах раздела, вызывают красноломкость.

Наиболее часто применяемым и, безусловно, наилучшим мето­ дом термической обработки катанки из углеродистой стали, пред­ назначенной для холодного волочения проволоки, является «патентирование». При этом процессе сталь нагревают до температуры закалки стали (а часто и выше) и затем охлаждают на воздухе (воздушное патентирование), в расплавленном свинце, в рас­ плавленной соли.

Считают, что для получения высокопрочной проволоки наи­ лучшей исходной структурой является предельно тонкопластин­ чатый перлит.

Воздушное патентирование не дает достаточно однородной струк­ туры — фазовое превращение протекает непрерывно в процессе охлаждения при наличии резкого градиента температуры по сече­ нию образца.

Смешанная структура, образующаяся при воздушном патентировании, не обеспечивает максимальной прочности, типичной для данного содержания углерода в стали. Широкое распространение в промышленности нашел метод получения тонкопластинчатой струк­ туры в расплавленном свинце или соли — можно точно поддер­ жать температуру превращения, от которой зависит расстояние А, между пластинками цементита в перлите (рис. 29). Лишь только превращение сравнительно тонкой исходной проволоки (d <С 2 мм) может быть полностью изотермическим и дазать равномерную плас­ тинчатую структуру.

Необходимого уровня прочности и других механических харак­ теристик в проволоке различных типов обычно добиваются посред­ ством холодного волочения термически обработанной катанки. На рис. 30 показана типичная зависимость между прочностью про­ волоки и степенью деформации.

34

Рис. 28. Связь между проч­ ностью gbи содержанием угле­

рода и марганца в углероди­ стых сталях [29]

Содержание Мп:

/ - 0,8%.

Рис. 30. Влияние суммарного обжатия при волочении проволоки из стали Х18Н9Т на ав (dnp0B = 3,4 мм)

Среднее обжатие за проход: 1 — 1,18; 2 — 1,28 [28]

Рис. 31. Влияние суммарно­ го обжатия при холодном

волочении на бв проволоки

из стали Х18Н9Т при раз­ личных диаметрах [28]

1 — 0,3;

2 — 0, 6 ;

■3—1;

4 — 2 ММ

г*

Именно исходная структура стали (ее однородность) и опреде­ ляет максимально допустимую степень деформации при волочении. Повысить прочность стальной проволоки можно путем теплой протяжки (150—650° С). Интересный метод повышения прочностных свойств проволоки из углеродистых сталей был разработан недавно И. Н. Кидиным, В. И. Лизуновым и В. М. Белявской [31]. Суть его заключается в применении к углеродистым сталям специальной электротермомеханической обработки, включающей в себя электро­ нагрев образцов со скоростью 400°/сек до аустенитного состояния, деформацию прокаткой в ручьевых калибрах и охлаждение на воз­ духе, холодную деформацию волочением. В процессе быстрого электронагрева углеродистой стали в образующемся аустените возникают в местах бывших цементитных пластин концентрацион­ ные неоднородности по углероду. Деформация такого аустенита способствует направленному выделению при охлаждении цементит­ ных пластин в ферритной матрице. Холодная деформация стали способствует ориентации цементитных пластин в направлении оси образца, а также утоняет и удлиняет волокно цементита. В резуль­ тате такой обработки получается волокнистый композиционный материал на основе феррито-цементитных структур. В результате электротермомеханической обработки были достигнуты следующие механические свойства (в скобках указаны значения соответствую­ щих механических свойств после обычной термообработки):

весьма перспективным для получения высокопрочных проволок, предназначенных для армирования композитов.

Углеродистая сталь как материал для армирования имеет не­

достаток: высокая прочность проволок сохраняется до температу­ ры 200—250° С и затем резко падает. Более перспективными для армирования являются проволоки из теплостойких нержавеющих сталей различных классов.

Высокопрочные нержавеющие стали классифицируются обычно

ментов.

К мартенситным нержавеющим сталям относятся стали 2X13, 4X13, Х17Н2, 13Х14Н2ВФР. Структура и свойства этих хроми­ стых и хромоникелевых сплавов в большинстве случаев зависят от содержания в них углерода и хрома: если углерода мало, а хрома более 15%, стали становятся ферритными, не закаливаются.

36

Наиболее типичными видами аустенитно-мартенситных сталей являются хромоникелевые стали типа 17-17: Х17Н7Ю, Х15НДЮ, 3X13H7C2, Х17Н5МЗ, содержащие алюминий, молибден и титан. Эти высокопрочные, коррозионно-стойкие стали, в отличие от аусте­ нитных, имеют один существенный недостаток — неравномерность структуры и свойств в пределах одной плавки.

В настоящее время из большинства названных сталей произво­ дят высокопрочные проволоки различных диаметров с прочностью до 300 кПмм2 и выше [28]. Наиболее часто высокопрочную нержа­ веющую проволоку производят из аустенитных сталей 18-8. В зависимости от технологии изготовления проволока из сталей аус­ тенитного класса может иметь аустенитную, мартенситную и аус­ тенитно-мартенситную структуры. Как правило, появление мартен­ сита в структуре аустенитных сталей вызывает повышение'их проч­ ностных характеристик. Количество мартенсита в проволоке зависит от состава сплава и степени деформации. Оптимальное суммарное обжатие при холодном волочении проволоки из стали 18-8 колеблется в пределе 90—92%.

На рис. 31 представлена типичная диаграмма зависимости проч­ ности проволоки марки Х18Н9Т и Х18Н9 от суммарного обжатия при волочении. Хорошо просматривается линейная зависимость между оп и деформацией. С учетом влияния ряда факторов на проч­ ность проволоки из стали Х18Н9Т выведена формула для ее опре­ деления [28]

Os== Guo 15,7 6Су k-Ji,(,

где (Тво — предел прочности заготовки; б — деформация, %; k—■ коэффициент, учитывающий влияние дробности деформации на упрочнение проволок при волочении; kM— коэффициент, учиты­ вающий влияние масштабного фактора на упрочнение проволоки при волочении.

Если технология изготовления проволоки строится с расчетом на получение структуры деформированного аустенита, то расчет прочности проволоки можно вести по формуле [28]

где К — коэффициент, зависящий от химического состава стали

(Кхі8Н9Т = 0,9 и /*Схі8Г-І9 =

Прочность проволок типа 18-8 может быть увеличена путем термической обработки — отпуска. Природа этого дополнитель­ ного увеличения прочности недостаточно ясна, хотя можно считать установленным, что она связана с изменениями в мартенсите [28] — с выделением интерметаллидных фаз, снятием напряжений, уве­ личением количества мартенсита. Это дополнительное упрочнение может достигать 50—70 кГ/мм2, пластические характеристики сни­ жаются незначительноТипичные кривые изменения прочности

37

tâSl Мн/м г{кГ/мм г)

Рис. 32. Влияние температуры отпуска после холодной деформации на механи­ ческие свойства проволоки из сталей [28]

1 — сталь 4Х18Н10С2; 2 — 4X18H10C3

Рис. 33. Изменение механических свойств деформированных аустенитных ста­ лей 2Х18Н9 (/) и 4Х12Н8ТМФБ (2) от температуры отпуска [28]

рис. 32—34 [28]. Видно, что снижение прочностных свойств прово­ локи начинается с 300—500° С в зависимости от состава и структуры проволоки.

Продолжительность времени отпуска также оказывает сущест­ венное влияние на ее прочность. Так, в одной из японских работ [32] сокращение времени отпуска тонких проволок (160—12 мкм) привело к смещению температуры разупрочнения в сторону более высоких значения (600° С) (рис, 35).

38