Влияние режимов холодного волочения на структуру и свойства проволоки и характеристики пружин из высоколегированного сплава ниобия ЛН -1

^ЛЛООБРАБОШ

обработка металлов давлением  \j

УДК 669.293.018.27:621.778.016.3

Влияние режимов холодного волочения на структуру и свойства проволоки и характеристики пружин из высоколегированного сплава ниобия ЛН-1

о. П. Шаболдо

Ключевые слова: волочение, ячеистая структура, обработка на твердый раствор, динамический вакуум, мелкодисперсные карбиды и оксиды, релаксация напряжений, пружина.

Постановка задачи

В настоящее время сплав ЛН-1 (Н610В5МЦУ), один из самых жаропрочных отечественных сплавов на основе ниобия, широко применяется в качестве пружинного материала. Актуальными проблемами являются пластическая обработка сплава, получение полуфабрикатов различных типоразмеров и формирование их механических свойств. Структура и свойства материала, которые создаются при производстве пружинных полуфабрикатов, должны обеспечивать его навиваемость, то есть низкую температуру перехода из хрупкого состояния в пластичное, с одной стороны, и оптимальные для высокой жаропрочности структуру и фазовый состав сплава в изделии (пружине) после проведения цикла термо-меха-нического упрочнения (обработка на твердый раствор (ОТР) и закалка со скоростью охлаждения > 50 °С/с + старение) — с другой.

Данные задачи удалось успешно решить при разработке технологии и освоении производства шлифованных прутков, полученных теплой ротационной ковкой, и винтовых цилиндрических пружин из них, работоспособных при температурах до 1100 °С [1, 2]. Однако методами ротационной ковки невозможно получить прутки диаметром менее 4,0 мм, шлифование до диаметров 0,5-2,5 мм связано с технологическими трудностями, большими трудозатратами и потерями материала.

Получение полуфабрикатов малых сечений возможно только волочением, поэтому разработка параметров волочения проволоки из сплава ЛН-1 является актуальной. Кроме того, представляет интерес исследование процессов формирования структуры и свойств высоколегированного сплава на основе ниобия

в процессе его холодной деформации, а также изучение эксплуатационных характеристик пружин (релаксационной стойкости и уровня допускаемых напряжений) из материала, деформированного вхолодную.

Методика эксперимента

В качестве исходных заготовок использованы кованые шлифованные прутки диаметром 3,0-4,5 мм. Исследование структуры и механических свойств материала проводили на образцах проволоки, подвергнутой волочению со степенями деформации в = 14 -г 67 %. Эксплуатационные характеристики сплава в термоупрочненном состоянии изучали на винтовых цилиндрических пружинах сжатия, изготовленных из проволоки диаметром 2,5 мм, с различными степенями деформации, и шлифованных прутков диаметром 2,5 мм.

Волочение проволоки проводили на стане барабанного типа с тянущим усилием до 4 тс с использованием волок с твердосплавными (ВК6, ВК8) вкладышами с рабочими углами 2а = 9 г 12°, применяемых при производстве проволоки из тугоплавких и труднодеформи-руемых материалов. Волочение осуществляли при комнатной температуре с частными деформациями 10-20 %. Увеличение степени частных деформаций более 20 % приводило к образованию поперечных трещин и обрыву материала. В качестве смазки использовали графитовую смесь.

Термическую обработку заготовок под волочение проволоки и пружин проводили в вакуумных электропечах СШВ-1.2.5/25И2 (отжиг для снятия напряжений и старение) и в вакуумном закалочном агрегате (обработка на твердый раствор (ОТР) и закалка со скоростью ох-

обработка металлов давлением

лаждения Уо не менее 50 °С/с). Остаточное давление в рабочих зонах печей и в закалочной камере не превышало 1,3 . 10-3 Па.

Механические свойства проволоки определяли при испытаниях на растяжение проволочных образцов с длиной рабочей части 100 мм на испытательной машине ИМ-4Р. Скорость растяжения составляла 5 мм/мин. Определение параметров пружин проводили на машине растяжения ИР 5040-10П.

Структуру и фазовый состав сплава изучали на фольгах методами электронной микроскопии и микродифракции с помощью электронного микроскопа ^М-100СХ, а также методом рентгеноструктурного анализа анодных осадков в монохроматизированном СиКа-излучении на рентгеновском дифрактомет-ре ДР0Н-3,0. Заготовки для фольг нарезали электроискровым способом, после чего утоняли шлифовкой и полировкой до толщины 100 мкм. Окончательную электрополировку проводили при температуре 0 °С в электролите состава 90 % И2804 + 10 % НЕ.

Плотность дислокаций определяли по формуле

р = 3М/( Wt),

где М — увеличение фотографии изображения; W — ширина светлых участков на изображении; t — толщина фольги. Степень дефектности структуры холоднотянутой проволоки оценивали на образцах длиной 40-60 мм, про-деформированных со степенями деформации от 14 до 67 % с помощью прецизионного измерения возникающего при деформации разуплотнения — дефекта плотности:

Ар/р = (Р1 - Р2)/Ръ

где р1 — плотность исходного образца; — плотность деформированного образца.

Для измерения дефекта плотности использовали метод гидростатического взвешивания, который широко применяется для исследования процессов микроразрушения металлов [3]. Сущность метода состоит в измерении массы тела на воздухе т-1 и в жидкости т2, плотность рж которой при данной температуре известна с достаточной точностью. Плотность образца может быть найдена по формуле

т1 г ч

Ро =-(Рж - Р) + Рв,

т1 - т2

где ро — плотность образца; т1 — масса образца на воздухе; т2 — масса образца в жид-

кости; рж — плотность жидкости; рв — плотность воздуха (0,0012 г/см3).

Для измерения массы использовались призматические равноплечные весы ВЛР (20 г) с относительной чувствительностью 2,5 . 10-7. В качестве рабочей жидкости была выбрана дистиллированная вода.

Для выявления вклада микронесплошно-стей в наблюдаемое при деформации разуплотнение исследовали воздействие на величину Ар/р отжига при различных температурах. Исследования степени дефектности структуры выполняли по методике д-ра физ.-матем. наук В. И. Бетехтина.

Обсуждение результатов

В результате теплой деформации на нижнем пределе температур (~0,35 Тпл; Тпл — температура плавления) в кованых прутках из сплава ЛН-1 формируется развитая ячеистая структура, представляющая собой вытянутые конгломераты с высокоугловыми границами, которые имеют внутри собственную субструктуру [1]. Развитая ячеистая структура обеспечивает оптимальный уровень механических свойств прутков при комнатной температуре для последующей навивки пружин (предел прочности или временное сопротивление разрыву св = 1000 -г 1100 МПа; предел пропорциональности ап„ = 800 -г 850 МПа; относительное удлинение 5 = 12 г 15 %; относительное сужение шейки у = 30 г 35 %).

Однако для холодного волочения данного уровня пластичности недостаточно. Поэтому был проведен пластифицирующий вакуумный отжиг для сжатия напряжений по режиму при температуре 1150 °С в течение 1 ч. Обоснование выбора данного режима является предметом отдельного изучения.

Как показали электронно-микроскопические исследования структуры сплава, в процессе отжига при 1150 °С начинается, но не завершается полигонизация, о чем свидетельствуют перестройка границ ячеек и существенное снижение плотности дислокаций внутри них (рис. 1). Выделившаяся при этом фаза идентифицирована как сложнолегированный карбид типа Мв2С. Протекающие в процессе отжига структурные изменения приводят к снижению прочностных (до св = 800 МПа) и повышению пластических (до 5 = 22 %; в = 65 %) характеристик сплава.

Волочение проволоки осуществляли с частными деформациями в = 13 г 20 % и суммарными в2 = 14 г 67 %. Как показали результаты испытаний на растяжение проволочных образцов (по 5-7 образцов на одно значение в),

70

^ 65-

з

§ 60-

I 55'

I50' £

45-

1400

"Г

20 30 40 50 Степень деформации в, %

Рис. 2. Зависимость механических свойств холоднотянутой проволоки от степени деформации при 20 °С:

1 — предел прочности, МПа; 2 — относительное сужение, %

Рис. 1. Структура кованых прутков из сплава ЛН-1 после отжига при 1150 °С, х50 000

сплав ЛН-1 в процессе холодного волочения достаточно интенсивно упрочняется (от св = = 800 МПа при в = 0 % до св = 1240 МПа при в = 67 %), однако сохраняет при этом высокий уровень пластичности (у = 52 % при в = = 67 %) (рис. 2). Такое сочетание механических свойств обусловлено особенностями формирования в холоднотянутом материале ячеистой структуры. Электронно-микроскопические исследования показали, что в результате холодной деформации поперечный размер ячеек, сформированных в процессе теплой ковки и отжига, уменьшается, а плотность дислокаций внутри них увеличивается (рис. 3). Так, при в = 40 % плотность дислокаций составляет 1010 см-2, увеличение в до 60 % приводит к повышению плотности дислокаций до 3 . 1011 см-2 при одновременном уменьше-

70

Рис. 3. Структура холоднотянутой проволоки, х50 000: а — в = 40 %; б — в = 67%

нии поперечных размеров субзерен, то есть к формированию структуры, способствующей повышению скорости диффузии. Таким образом, волочение с большими степенями деформации (в = 67 %) влечет за собой формирование вытянутой ячеистой структуры (вдоль направления волочения) с диаметром ячеек 0,1-0,5 мкм, ячейки изменяют свою форму в соответствии с изменением формы тела при деформации (рис. 3, б). Границы между ними становятся более совершенными и сильнее разориентированы относительно друг друга, чем при в = 40 %.

Очевидно, что получение проволоки малых сечений (диаметром до 0,5 мм) из шлифованных заготовок возможно только с помощью волочения с промежуточными отжигами для снятия напряжений. В связи с этим рассмотрено формирование механических свойств при повторном волочении после промежуточного отжига. Для достижения указанной цели проведено волочение образцов с различными степенями деформации из проволоки диаметром 1,75 мм, предварительно протянутой с в = 75 %. Промежуточный отжиг проводили в вакууме при температуре 1150 °С в течение 1 ч. Результаты испытаний на растяжение проволоки показали, что характер упрочнения материала, уровни прочности и пластичности проволоки аналогичны соответствующим параметрам в случае волочения из кованой заготовки без промежуточного отжига.

Известно, что при холодном волочении металлов и сплавов возможно образование внутренних микродефектов, в том числе микротрещин, которые невозможно обнаружить и оценить ни металлографически, ни механическими испытаниями. В то же время отрицательное влияние подобных дефектов в условиях эксплуатации способно быть весьма значительным. С целью оценить дефектности структуры в холоднотянутых полуфабрикатах из сплава ЛН-1 методом гидростатического взвешивания проведено исследование разуплотнения Ар/р образцов одной плавки и пар-

МП^ППООБ^^Ш

обработка металлов давлением

тии в состояниях с различными степенями деформации и после термообработок. Изменение плотности р-рг в процессе холодного волочения (рг — плотность образца после г-го прохода) оценивали по сравнению с плотностью исходной кованой заготовки в отожженном состоянии р (р = 9,2041 г/см3).

Как показали результаты гидростатического взвешивания (рис. 4), плотность материала в процессе холодной деформации уменьшается. Причем разуплотнение (дефект плотности) образца повышается с ростом степени деформации и при в = 67 % достигает величины Ар/р = (2,66 ± 0,50) . 10 (по результатам шести измерений при доверительной вероятности Р = 0,95).

Известно, что разуплотнение материала в общем случае может быть связано с микро- и макронесплошностями, напряжениями и дефектами кристаллической решетки (дислокациями, вакансиями и т. д.). Поэтому для выявления причин снижения плотности в процессе холодной деформации сплава

Ар/р•103

Степень деформации s, %

Рис. 4. Изменения дефекта плотности проволоки в процессе холодной деформации и при последующей термообработке по режимам: 1 _ ОТР при 1800 °С, 1 ч + закалка (• ^ О); 2 — отжиг при 1250 °С, 1 ч (• ^ х); 3 — отжиг при 1150 °С, 1 ч (• ^ ); • — холодная деформация; О — снижение каждого конкретного значения дефекта плотности холоднотянутого образца после термообработки; х — снижение конкретного значения дефекта плотности холоднотянутого образца после термообработки;  — снижение конкретного значения дефекта плотности холоднотянутого образца после термообработки

ЛН-1 и, следовательно, выяснения природы дефекта плотности осуществлена серия термообработок волоченных образцов и оценено изменение величины Ар/р. Проведены обработки двух типов: отжиг для снятия напряжений при температурах 1150 и 1250 °С и ОТР (1800 °С) с последующей закалкой (Уо > 50 °С/с). Для исключения газонасыщения материалов в процессе термообработки в условиях динамического вакуума образцы помещали в танталовую фольгу (геттер по отношению к кислороду). Подобные меры для защиты ниобиевых сплавов от насыщения остаточным кислородом в вакууме использованы в работе [8]. Как показали результаты взвешивания (рис. 4), ОТР и отжиг при температуре 1250 °С приводят к полному восстановлению плотности. Величина Ар/р близка к нулю. Полученные результаты свидетельствуют об отсутствии в деформированном материале каких-либо микронесплошнос-тей, а также о том, что его разуплотнение в процессе холодного волочения определено формированием высокодефектной ячеистой структуры, дефект плотности имеет дислокационную природу. Неполное восстановление плотности после отжига при 1150 °С (Ар/р = = 1,80 . 103) до уровня исходных заготовок связано с более высокой устойчивостью дислокационной структуры холоднотянутого материала, обусловленной, по-видимому, большим, чем в кованом материале, количеством выделившихся фаз.

Необходимо отметить, что во всех случаях проведение термообработок в присутствии геттера (в условиях, исключающих насыщение кислородом) приводит к потере веса образцов, величина которой зависит от температуры и вида термообработки. Так, если в результате отжигов при температуре 1150 и 1250 °С уменьшение веса Am/S, где S — площадь поверхности образца, составляло то при ОТР 1800 °С в течение 1 ч вес уменьшился на 20 . 10-5 г/см2. Причем степень деформации практически не влияет на значение Am/S. Подобная потеря веса может быть вызвана рядом процессов, по-видимому, протекающих в разных температурных интервалах: дегазацией, испарением летучего окисла NbO, выгоранием углерода.

Поскольку промежуточный отжиг при волочении прутков и проволоки обычно осуществляют в условиях динамического вакуума, без использования геттера, проведена сравнительная оценка изменения веса образцов в процессе отжига при 1150 °С как в реальных условиях, так и в условиях, исключающих насыщение. Как показали результаты

взвешивания, после отжига в динамическом вакууме уменьшается вес образцов, деформированных с в = 14 и 30 %. Причем при в = 14 % потеря веса составляет |Am/S| = 3,2 . 10-5 г/см2, а при в = 30 % — \Am/S\ = 0,7 . 10-5 г/см2, то есть с ростом степени деформации потеря веса уменьшается. Волочение с большими деформациями приводит к увеличению веса образцов, причем величина привеса возрастает с ростом степени деформации. Так, если при в = = 45 % привес составляет |Am/S| = 1,3 . 10-5 г/см2, то при в = 67 % |Am/S| = 2,3 . 10-5 г/см2. Очевидно, что при отжиге в условиях динамического вакуума холоднотянутых прутков из сплава ЛН-1 при температуре существования ячеистой структуры (1150 °С) происходят не только процессы, приводящие к потере веса образцов, но и насыщение материала газовыми примесями, по-видимому кислородом. Причем интенсивность газонасыщения возрастает с ростом степени деформации, а, следовательно, с повышением уровня дефектности структуры за счет увеличения диффузионной подвижности кислорода.

Повышенная склонность ниобиевых сплавов, в том числе нагартованных, к газонасыщению в процессе термообработок в условиях динамического вакуума и образованию впоследствии оксидных фаз отмечена в ряде источников [4-6]. Так, при термообработке (Tqtp = 1900 °С) в динамическом вакууме ((2 -г 4) . 10-4 Па) деформированных сплавов систем Nb-Zr-C и Nb-Hf-C обнаружены фазы Zr02 и Hf02 соответственно [4]. Работы [5, 6] посвящены вопросам диффузионного насыщения кислородом нагартованных ниобие-вых сплавов в целях повышения механических свойств за счет выделения мелкодисперсных оксидных фаз.

Анализ структуры и фазового состава сплава ЛН-1 после ОТР (1930 °С) и закалки (То > 50 %) холоднотянутой проволоки показал, что состав, размеры и количество обнаруженных фаз зависят от степени холодной деформации, а следовательно, от степени дефектности структуры материала.

В волоченых образцах с в = 30 г 40 % обнаружены перистые выделения, состоящие из игл карбида Nb2C (гексагональная решетка с параметрами решетки (а, с) а = 3,12 А и с = 4,95 А), окруженных выделениями кубического карбида NbC с параметром решетки а = 4,44 А (рис. 5, а), а также гексагональный в-карбид (рис. 5, б), параметры кристаллической решетки которого в зависимости от степени деформации колебались вблизи значений а = 11,4 А; с = 18,3 А, характерных для карбида Nb3C2. По-видимому, последнее

Рис. 5. Влияние степени холодной деформации на фазовый состав сплава после ОТР (1930 °С, 1 ч) и закалки (Уо > 50 °С/с): а — в = 30 %: Nb2C (a = 3,12 А; с = 4,95 А) + Nb2C (a = 4,44 А), х50 000; б — в = 40 %: Nb3C2 (a = 11,46 А; с = 18,3 А), х33 000; в — в = 59 %: ZrO2 (a = 3,62 А; с = 5,27 А), х75 000

обусловлено различной степенью его легиро-ванности Мо, W, а также элементами внедрения. В анодных осадках обнаружено некоторое количество оксидов ZrO. Увеличение степени деформации до 60-70 % приводит к появлению крупной фазы (рис. 5, в), имеющей тетрагональную решетку (а = 3,62 А и с = 5,27 А). Близкий тип и параметр решетки имеет тетрагональная модификация ZrO2 (а = 3,64 А; с = 5,28 А) [7]. С увеличением степени деформации количество крупных фаз типа ZrO2 в проволоке после ОТР возрастает. Очевидно, что чувствительность процессов фазообразо-вания к степени деформации обусловлена эволюцией дислокационной структуры деформируемого материала.

Поскольку образование кислородсодержащих фаз в волоченых полуфабрикатах из сплава ЛН-1 при ОТР сопровождается обеднением твердого раствора цирконием, последующая операция старения под напряжением, направленная на образование мелкодисперсных карбидов типа (Zr, Nb) С, является менее эффективной, чем в случае с коваными шлифованными полуфабрикатами. Это подтвердили результаты испытания пружин. Так, в процессе старения под напряжением пружин, изготовленных из кованых шлифованных прутков, релаксация напряжений составляет 57 %, в то время как для волоченых прутков эта величина равна 59-67 % в зависимости от степени деформации, то есть в первом случае протекание упрочняющих процессов за счет выделения фаз происходит интенсивнее. Меньшая жаропрочность холоднотянутого материала проявляется и в релаксации R

Влияние способа изготовления полуфабриката на релаксацию напряжений винтовых цилиндрических пружин в процессе старения под напряжением и стабилизации

Вид и способ изготовления полуфабриката Степень деформации в, % Геометрический параметр пружин, мм Начальный уровень максимальных напряжений Т3.0, МПа Уровень напряжений и релаксации после

старения под напряжением* стабилизации**

Диаметр прутка й Высота пружины Н Наружный диаметр пружины он

Максимальное напряжение т3, МПа Релаксация напряжений Я, %*** Максимальное напряжение т3, МПа Релаксация напряжений Я, %

Пруток кованый шлифованный волоченный * В сжато! ** Стабили *** Релаксац 30 40 60 70 до сопр зация (г ия напр 2,5 2,5 2,5 2,5 2,5 икоснов рячее за яжений 29 29 29 29 29 ния вит неволив Я = ((Т3.0 21 21 21 21 21 ков состоя ание) — вы "т3)/т3.0)1° 490 490 480 490 500 нии. держка в с 0 %). 210 200 190 175 170 жатом до сопр 57 59 60 64 66 икосновени 206 195 185 170 164 я витков состо 1,9 2.5 2.6 2,9 3,5 янии.

напряжений при последующем заневолива-нии (стабилизации) пружин (Я = 2,5 -г 3,5 % против Я = 1,9 %) (см. таблицу).

Благодаря сравнению результатов релаксации напряжений при старении под напряжением и стабилизации пружин, изготавливаемых из волоченых прутков, имеющих различную степень деформации, можно прийти к заключению, что при прочих равных условиях чем больше значение в, тем меньше возможность получить пружину с высоким уровнем максимальных упругих напряжений. Используя этот критерий, следует ограничивать волочение суммарной деформацией в = 30 г 40 % либо проводить волочение с промежуточными отжигами (через 30 г 40 % степени деформации).

Выводы

1. В процессе холодного волочения в сплаве ЛН-1 формируется высокодефектная, сильно вытянутая ячеистая структура, способствующая повышению скорости диффузии газов при вакуумных высокотемпературных термообработках.

2. Проведение термических обработок силь-нодеформированного сплава ЛН-1 в условиях динамического вакуума приводит к интенсивному насыщению материала кислородом и образованию крупных частиц оксидов циркония. В результате обеднения твердого раствора карбидообразующим цирконием снижается эффективность упрочнения сплава мелкодисперсными карбидами при последующих операциях старения.

3. Для обеспечения работоспособности пружин из холоднотянутой проволоки из сплава

ЛН-1 рекомендуется ограничивать степень деформации при волочении в = 30 г 40 %.

Литература

1. Виторский Я. М., Шаболдо О. П., Заплат-кин Ю. Ю. Формирование структуры и свойств прутков из легированного сплава ниобия ЛН-1 при теплой деформации // ЦНИИ материалов — 90 лет в материаловедении. Юбилейный выпуск. СПб., 2002. С. 102-107.

2. Белогур В. П., Виторский Я. М., Шаболдо О. П. и др. Восстановление и совершенствование технологии производства шлифованных прутков и винтовых пружин из сплава на основе ниобия марки ЛН-1 // ЦНИИ материалов — 90 лет в материаловедении. Юбилейный выпуск. СПб., 2002. С. 107-109.

3. Епанцинуев О. Г., Чистяков Ю. Д. Исследование степени совершенства кристаллической структуры методом гидростатического взвешивания // Заводская лаборатория. 1967. Т. 33, № 5. С. 569-575.

4. Григорович В. К., Шефтель Е. Н. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. М.: Наука, 1980. 304 с.

5. Коротаев А. Д., Тюменцев А. Н., Суховаров В. Ф. Дисперсное упрочнение тугоплавких металлов. Новосибирск: Наука, Сиб. отд-ние, 1989. 211 с.

6. Коротаев А. Д., Тюменцев А. Н., Пинжин Ю. П. и др. Влияние структурного состояния на закономерности формирования неметаллической фазы при диффузном насыщении ниобиевых сплавов кислородом // Физика металлов и металловедение. 1980. Т. 50, вып. 3. С. 560-568.

7. Барабаш О. М., Коваль Ю. Н. Кристаллическая структура металлов и сплавов. Справочник. Киев: Наукова думка, 1986. 598 с.

8. Петрунин Г. А., Козырский Г. Я., Горная И. Д. и др. Структурные изменения в сплаве ЭДЪ^г-С при пластической деформации и отжиге // Изв. АН СССР. Металлы. 1979. № 2. С. 145-148.