Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор литературных источников 8
1.1. Электротехническая медь 8
1.2 Текстура деформации при волочении меди 8
1.3 Текстура деформации при прокатке меди 16
1.4 Рекристаллизация холоднодеформированной меди 16
1.5 Анизотропия свойств меди 19
1.6 Легирование кислородом технической меди 21
1.7 Производство медной катанки и проволоки 23
1.7.1 Технология выплавки и литья 23
1.7.2 Технология прокатки (получения катанки) 27
1.7.3 Технология получения проволоки 28
1.7.4 Термическая обработка 29
1.7.5 Постановка задачи исследования 30
Глава 2. Материал и методики исследования 31
2.1 Материал исследования 31
2.2 Методы исследования, оборудование, приборы 32
2.2.1 Препарирование образцов и оптическая металлография 32
2.2.2 Текстурный анализ методом ДОЭ/EBSD 33
2.2.3 Анализ структуры методом просвечивающей электронной микроскопии 38
2.2.4 Механические испытания 39
2.2.5 Термический анализ 40
2.2.6. Динамический механический анализ 41
2.2.7 Метод ионного травления 42
2.2.8 Методы оценки ошибки измерений 42
Глава 3. Изучение исходного состояния медной катанки 44
3.1 Структура и свойства непрерывнолитой заготовки 44
3.2 Анализ структуры и свойств медной катанки 47
3.3 Испытания медной катанки различных производителей 55
3.4 Изменение свойств катанки при применении высокотемпературного отжига 61
3.5 Выводы по главе 3 72
Глава 4. Изучение формирования структурного и текстурного состояний на стадии волочения 74
4.1 Изучение изменения текстуры по радиусу полуфабрикатов в процессе волочения
4.2 Изучение изменения текстуры отдельных зон полуфабрикатов в процессе волочения 97
4.3 Выводы по главе 4 106
Глава 5. Влияние промежуточного отжига на текстуру, структуру и свойства медной проволоки 107
5.1 Изучение влияния рекристаллизационного отжига на формирование текстурного состояния 108
5.2. Исследование влияния параметров промышленного отжига 121
5.3 Изучение влияния условий проведения промежуточного рекристаллизационного отжига на структуру и свойства полуфабрикатов 129
5.4 Выводы по главе 5 131
Глава 6. Взаимодействие частицы оксида меди с медью в процессе волочения и отжига 133
6.1 Теоретический анализ возникновения пор 133
6.2 Экспериментальное исследование возникновения пор 138
6.2.1 Фрактографический анализ 138
6.2.3 Электронно-ионная микроскопия 140
6.2.4 Металлографический анализ 142
6.3 Исследование наличия оксидов и пор в катанке различных производителей 145
6.4 Изучение влияния условий промежуточного отжига на форму пор вокруг частиц оксидов меди 147
6.5 Выводы по главе 6 149
Заключение 150
Список литературы 152
- Рекристаллизация холоднодеформированной меди
- Препарирование образцов и оптическая металлография
- Испытания медной катанки различных производителей
- Изучение влияния условий проведения промежуточного рекристаллизационного отжига на структуру и свойства полуфабрикатов
Рекристаллизация холоднодеформированной меди
Авторы [20] отмечают, что в процессе волочения на ряду с формированием 111 текстурной компоненты наблюдают компоненту 112 , которая в свою очередь считается метастабильной. Так как угол отклонения между данными текстурными компонентами небольшой, и 111 является более стабильной, чем 112 , то нередко при расчетах объемной доли текстурных компонент 112 компоненту относят к 111 . Так же отмечают, что 112 аксиальная текстура формируется при небольших степенях деформации из начальной ориентации 100 в приповерхностном слое проволоки, а при увеличении степени деформации области с 112 компонентой могут возникать в центральной части проволоки на границе 100 и 111 текстур.
Неоднократно было показано [21, 22], что текстурная компонента 111 преобладает как в центре, так и на периферии проволоки. Так же отмечалось, что 100 компонента является второстепенной в центральной части проволоки и менее ярко выражена на периферии. Текстурную компоненту 112 как правило считают переходной в процессе рекристаллизации исходной 111 текстуры, но появление 112 компоненты на периметре проволоки можно интерпретировать как эффект отжига за счет нагрева поверхности во время трения в течение операции волочения [21], но необходимо исследовать данную возможность. В свою очередь авторы [23] связывают появление в периферийной области компоненты 112 с действием в этой области трех систем деформации: растяжения, сжатия и сдвига, в отличие от центральной области, где действуют только две системы – сжатия и растяжения.
Распределение волокнистой текстуры. Во время процесса холодного волочения, геометрия деформации и трение между проволокой и волокой могут вызвать неоднородное распределение сдвиговых напряжений вдоль радиального направления проволоки. Исследования Ли и др. [24] и Парка и др. [25] показали, что сдвиговые напряжения можно не учитывать в центре проволоки, и что они возрастают с расстоянием от центра проволоки к краю. Неравные сдвиговые напряжения приводят к неоднородному распределению компонентов аксиальной текстуры вдоль радиального направления протянутой проволоки. Грачев В.В. и др. [26] установили, что структура после волочения является неоднородной по сечению образца, это связано с неоднородными условиями деформации. В случае резко выраженного градиентного строения поперечное сечение образца разбивается на три зоны: 1) тонкая поверхностная зона; 2) промежуточная зона, занимающая основной объем материала; 3) центральная зона, имеющая объем меньше зоны 2, но больше зоны 1. В целом, по мере увеличения степени деформации, в исследуемых материалах основная цепочка структурных превращений в дислокационном ансамбле такова: хаос сетки ячейки фрагменты. При этом фрагменты, как более крупные образования, могут либо содержать, либо не содержать дислокационные субструктуры (сетчатую или ячеистую). В исходном состоянии, при низкой скалярной плотности дислокаций наблюдается хаотическая дислокационная субструктура. Рост плотности дислокаций приводит к образованию сетчатой субструктуры, затем ячеистой и, наконец, фрагментированной.
При той же самой начальной ориентации и отсутствии границ зерна в монокристалле неравное распределение текстур более ясно. По рисункам 1.2 a…в и 1.4 б…д так же можно видеть, что в протянутых монокристаллических медных проволоках при низких напряжениях области с текстурными компонентами, отклоненными от начальных ориентаций, расположены в приповерхностных слоях и в середине проволоки, а в центре все еще можно наблюдать области, имеющие начальные ориентации. При высоких напряжениях значительная объемная доля компоненты 100 , развитой от начальных ориентаций, находится в приповерхностном слое, а компонента 111 находится в центре, как показано на рисунках 1.2 д, 1.3 д, е и 1.4 е, ж. Это указывает на то, что сдвиговые напряжения выгодны для формирования 100 аксиальной текстуры, и что 111 становится устойчивой в соответствии с нехваткой сдвиговых напряжений.
Парк и др. [24, 25], так же показали, используя моделирование, основанное на теории вращения кристалла и конечных элементов, что вклад сдвиговых напряжений к течению металла уменьшается с увеличением напряжения, что связано с упрочнением. Таким образом, ожидается, что распределение компонентов аксиальной текстуры вдоль радиального направления проволоки может меняться в зависимости от напряжения. Влияние системы приложенных напряжений на текстуру волочения может быть выявлено послойным исследованием текстуры проволоки. Вследствие поверхностных сжимающих напряжений и действия сил трения при волочении развиваются цилиндрические текстуры поверхностного слоя, аналогичные текстуре прокатки в развернутой цилиндрической поверхности [11].
При деформации металлов прокаткой напряженное состояние отвечает трехосному сжатию с неравными величинами главных напряжений вдоль трех осей. Известно, что при прокатке металлов с решеткой того или иного типа получается определенный набор стабильных и нестабильных ориентировок. В ранних работах текстура холоднокатаной меди описывалась как совокупность идеальных ориентировок {110} 112 и {112} 111 . Позднее предлагалось описывать текстуру одной идеальной ориентировкой {358} 523 , двумя ориентировками {110} 112 , {358} 523 или {123} 412 и {146} 211 , ориентировкой {112} 111 и четырьмя другими со сложными индексами или, наконец, двумя текстурами с центрами рассеяния около ориентаций {110} 112 и {112} 111 [10]. В работе [27] показано, что с увеличением степени деформации в меди происходит обострение основных компонент текстуры прокатки {135} 211 ; {112} 111 ; и {011} 211 .
Разупрочнение меди при отжиге происходит при температурах выше 150 С, а рекристаллизация начинается при 200…230 С, что соответствует 0,35…0,37 от ее температуры плавления по абсолютной шкале, однако в производственных условиях температуры повышают до 500…600 С для сокращения времени процесса и гарантии его завершения. Отмечается, что при наличии высоких степеней деформации удается снизить температуру рекристаллизации до 175 С [28]. Таким образом, применение высоких степеней нагартовки при обработке давлением позволяет выйти на такие температурные режимы отжига, при которых не происходит значимого окисления поверхности изделия.
На последних стадиях деформации меди протекают спонтанная полигонизация и рекристаллизация. При наличии в меди включений, например, закиси меди, ее деформирование сопровождается большей неоднородностью, в связи с этим разупрочнение наблюдается раньше [19].
В результате рекристаллизации волокнистая структура сменяется полиэдрической с большим числом двойников отжига [28]. Обычно отмечается, что определенная текстура деформации преобразуется в соответствующую текстуру рекристаллизации при отжиге. Считается, что у чистого материала ( 99.94%) c ГЦК решеткой после волочения в сердцевине проволоки сохраняется текстура деформации и несколько усиливается компонента 100 [11]. В таблице 1.3 приведено влияние исходной текстуры на текстуру рекристаллизации согласно [19].Однако все еще невозможно точно предсказать текстуру отжига новой или неизвестной текстуры деформации. Причина этой неуверенности находится в нехватке знаний о важных микроструктурных деталях деформированного состояния и о процессе рекристаллизации вообще. Незначительные детали деформированного состояния могут стать важными факторами во время рекристаллизации, поскольку эта неоднородность может служить участками образования зародышей рекристаллизации.
Препарирование образцов и оптическая металлография
Влияние примесей на электропроводность кислородсодержащей меди отличается от той же закономерности бескислородной меди, так как многие элементы-примеси образуют с кислородом оксиды. Оксиды оказывают меньшее влияние на электропроводность, чем соответствующие элементы, находящиеся в твердом растворе. Если в кислородсодержащей меди находится избыточное количество примеси, которая полностью не окисляется, то ее влияние следует рассматривать как влияние двух составляющих: оксида и чистого элемента [47].
Медь намеренно легируют кислородом, который действует в качестве раскислителя растворенных в меди водорода и серы с образованием H2O и SO2 в расплаве. В последствие вредные примеси могут быть сведены к нулю, когда они оказываются связанными в нерастворимые оксиды. Если контролировать содержание кислорода, то образующиеся микроскопические пузырьки будут скомпенсированы в идеальных условиях примерно 4 % объемной усадки, связанной с переходом из жидкого в твердое состояние. Если поры не слишком велики, они полностью устраняются во время горячей прокатки [1].
По данным статьи [49] при повышении содержания кислорода в меди ниже его предела растворимости происходит повышение сопротивления деформации. При этом при превышении предела растворимости сопротивление деформации резко увеличивается. Это говорит о большой роли выделений оксидов кислорода в упрочнении металла. В статье [50] подтверждается, что частицы оксида меди увеличивают скорость генерации дислокаций и, следовательно, скорость зарождения центров рекристаллизации, что в целом тормозит рост зерен.
Результаты металлографического исследования, приведенные в статье [51], показывают на наличие не только частиц оксидов в меди, но и сопутствующих их наличию аномалий в структуре металла. В статье [52] определены пределы растворимости некоторых сопутствующих примесей в меди, а также уточнены пределы растворимости кислорода при температурах, характерных для условий горячей деформации. Несмотря на наличие довольно большого количества работ, направленных на изучение взаимного влияния меди и кислорода, механизмы взаимодействия этих компонентов проводников тока на стадии их изготовления в производственных процессах остаются мало изученными. Попытка выполнения расчетов напряженно-деформированного состояния при волочении медной проволок с включениями сделана в статье [53], но в ней южнокорейские авторы сделали упор только на определение характеристик поврежденности. Японские авторы [54] рассчитывали влияние больших включений в меди, имеющих поперечный размер 20 % и выше от диаметра проволоки. Такие размеры не являются характерными для включений оксидов меди. В статье [55] описано появление в медной проволоке при волочении пустот, что было объяснено авторами как проявление эффекта «медного дождя». При отливке заготовки поток бескислородной меди способен захватывать очень мелкие фрагменты шлака, этот шлак обволакивает частицы меди, образуя оболочки, и в таком виде металл кристаллизуется (как капельки дождя). Авторы доказали наличие таких оболочек методами трансмисионной электронной микроскопии. Частицы меди в твердой оболочке, оказавшись внутри металла, образуют подобие твердых частиц оксида меди в кислородсодержащей меди. Вблизи частиц по направлению волочения при больших суммарных обжатиях вырастают поры.
Зарождение несплошностей, типа пор, сопровождается снятием локальных напряжений и может быть основным релаксационным процессом, который необходим для продолжения пластической деформации. Однако, образование и развитие пор может привести к исчерпанию ресурса работоспособности, ухудшению упругих и физических свойств материалов, а так же, уменьшая эффективное поперечное сечение и создавая дополнительные концентраторы напряжений, поры способствуют снижению прочности [56].
Авторы [57] установили, что в образцах меди, содержащих включения SiO2 и CuO2 и испытанных в режиме ползучести, поры всегда зарождаются рядом с частицами по одну сторону от них. Как отмечается в [58] зарождение несплошностей около недеформируемых частиц может происходить из-за образования около частиц скоплений дислокаций и деформационного упрочнения с релаксацией напряжений при образовании около границ несплошностей.
Процессы залечивания и роста поры могут протекать одновременно с изменением ее формы. Так в результате изотермического нагрева удлиненные, преимущественно ориентированные поры в текстурированном поликристалле приобретают более равноосную форму. Но существует основной барьер, противодействующий полному залечиванию пор, это энергетически невыгодный отрыв их от границ, и в тех случаях, когда энергия межзеренных границ высока (другранные углы не превышают 120), спекание может прекратиться при установлении локального равновесия между поверхностной и зернограничной энергиями. С этим связано торможение порами движения межзеренных границ, в особенности на последней стадии рекристаллизации[56].
В последние годы широкое распространение при производстве проволочной заготовки получили непрерывные процессы, совмещающие плавку, литье и горячую прокатку по технологии «CONTIROD», в настоящее время данная технология успешно применяется на таких заводах, как ОАО «Уралэлектромедь» и ЗАО СП «Катур-Инвест» [59]. Она предусматривает непрерывное плавление медных катодов в шахтной печи «ASARCO» (США), литьё непрерывной заготовки на двухленточной литейной машине «Hazelett» (США) и прокат полученной заготовки в медную катанку на 14-клетьевом прокатном стане «Mannesmann Demag Sack» (Германия). Общая схема совмещенного технологического процесса литья - прокатки представлена на рисунке 1.9 [59].
Система, разработанная фирмой «Hazelett» для взаимодействия с оператором литейной машины, автоматически регулирует поток меди в машине и обеспечивает возможность сбора данных для управления процессом. Подсистема управления уровнем в литейной машине отображает уровень меди в литейной машине и регулирует поток меди в литейный ковш, откуда металл поступает сразу в литейную машину. Изгибающий рольганг между литейной машиной и тянущими роликами расположен между камерой вторичного охлаждения и тянущими роликами. Назначение рольганга – перевести литейную заготовку в горизонтальное положение.
С помощью тянущих валков заготовка помещается в прокатные клети. А маятниковые ножницы, расположенные между тянущими валками и подъемным столом, разрезают литую заготовку на отрезки длиной до одного метра. Ножи расположены к оси прокатки под углом тридцать градусов, что обеспечивает косой рез конца заготовки для улучшения условий захвата переднего конца валками первой клети прокатного стана.
Поворотный стол со сталкивателем расположен за маятниковыми ножницами, по нему литая заготовка поступает в прокатный стан. Стол поднимается, когда маятниковые ножницы начинают резать литую заготовку, чтобы обеспечить удаление обрезанных остатков. Технология производства заготовки для волочения методом непрерывного литья тонкомерных заготовок привело к выигрышу в энергетических затратах, но при этом возникла проблема – необходимость учета неоднородности литой структуры в процессе волочения.
Испытания медной катанки различных производителей
Ранее в работе [81] был осуществлен расчет напряженно-деформированного состояния методом конечных элементов, и было показано, что очаг деформации при волочении неоднороден, в нем значительно изменяются скорости деформации, оси главных удлинений имеют различные углы наклона при перемещении вдоль радиуса заготовки. А так же было выявлено, что деформации нарастают от середины заготовки к периферии, что объясняется возникновением дополнительных сдвигов. В целом проволоку после волочения можно представить в виде композиционного материала, где центральная зона (А) представляет собой волокна с ориентациями 100 и 111 в соотношении 40 % и 60 %, соответственно. Следующий слой (В) представляет собой ориентировку 111 и периферийный (С) – 211 (рисунок 4.14). Различие между слоями особенно ярко проявляется в относительном показателе фактора Шмидта и значениях модуля упругости.
Известно [2], что модуль упругости для меди имеет ярко выраженную кристаллографическую анизотропию. По формуле 4.1 были рассчитаны значения модуля упругости в различных кристаллографических направлениях, при известных значениях модуля в направлениях 100 и 111 где E - значение модуля упругости в произвольном кристаллографическом направлении, Е100 - значение модуля упругости в направлении 100 , Е111 - значение модуля упругости в направлении 111 а, Д у - углы между кристаллографическим направлением и осями куба.
В данной работе были выбраны справочные значения модулей упругости Е100 = 68 ГПа и Е111 = 210 ГПа [2]. Полученные значения были нанесены на стандартный стереографический треугольник (рисунок 4.15)
Как показали ранние наблюдения, наиболее важным в данном исследовании является изменение модуля упругости по стороне 100-111 стереографического треугольника. Характер изменения величины модуля упругости предаставлен на рисунке 4.16. Модуль возрастает нелинейно при увеличении угла с осью куба.
Значение модуля упругости деформированной проволоки составило 155 ГПа, что выше значений модуля для анизотропного состояния на 30 ГПа. Это подтверждает наличие текстурованности с основными компонентами 211 и 111 .
В соответствии с данными [2, 82, 83] монокристаллы меди характеризуются следующими показателями модуля упругости: в направлении 100 - 68 ГПа, в направлении 111 - 210 ГПа. В отечественной литературе можно встретить несколько иные данные, но они близки к обозначенным величинам. Если ориентироваться на результаты измерения текстурных характеристик, то следует ожидать, что серединные слои проволоки будут обладать повышенным модулем упругости, и часто полагают, что с этим связано и повышение прочностных характеристик. В целом такую проволоку можно рассматривать как композит, состоящий из прочной сердцевины и более «мягкой» оболочки по отношению к растяжению.
Чтобы наглядно оценить изменение объемной доли основных текстурных компонент по радиусу образцов проволоки на всех проходах волочения, были построены трехмерные графики (рисунки 4.17 и 4.18), где по оси абсцисс отложены основные кристаллографические ориентации по стороне стереографического треугольника 100 – 111, по оси ординат отложена относительная радиальная координата, а по оси аппликат – объемная доля ориентаций в процентах, рассчитанная с помощью текстурной карты, полученной в результате ДОЭ-анализа. При расчетах величина отклонения от главных ориентировок составила 7.
В результате первого прохода волочения, когда накопленная степень деформации невелика, в проволоке формируется аксиальная двухкомпонентная текстура 100 + 111 с большим углом разброса от главных компонент. Причем ориентация 111 имеет наибольшую объемную долю по всему сечению образца и в центре проволоки она составляет 35 %. Со вторым проходом аксиальная текстура становится более явной по всему радиусу. С увеличением количества проходов состояние от слабо текстурованного переходит к сильно выраженным компонентам. На диаметре 3,2 мм (коэффициент вытяжки 6,24) наблюдаем качественные изменения в текстуре по сечению проволоки. Центральная область представлена двумя компонентами 100 и 111 , объемная доля которых составляет 25 % и 65 %, соответственно. В периферийной части проволоки наблюдаем компоненту 211 , ее объемная доля возрастает с увеличением количества проходов.
На этапе тонкого волочения после промежуточного отжига наблюдаем схожую картину развития текстуры по сечению проволоки с увеличением степени деформации (рисунок 4.18). Разница проявляется в распределении объемных долей между компонентами. Так количество компоненты 100 нарастает с каждым проходом и на диаметре 0,26 мм (коэффициент вытяжки 59,17) достигает 60 %. Такое различие в соотношения текстурных компонентах на стадиях грубого и тонкого волочения связано с различным исходным состоянием перед деформацией.
Распределение объемной доли текстурных компонент по радиусу полуфабрикатов на стадии «тонкого» волочения Для более полного анализа качественных и количественных изменений основных текстурных компонент по сечению проволоки были построены функции распределения ориентировок (ФРО). Далее при описании картин ФРО все направления и плоскости указаны с учетом привязки к системе внешних координат.
На рисунке 4.19 показаны интегральные картины ФРО по всему радиусу для образцов проволоки различных дтаметров. После первого прохода волочения на диаметре 6,53 мм (коэффициент вытяжки 1,5) формируется аксиальная текстура деформации с образованием компонент 100 и 111 . Деформация при волочении протекает множественным скольжением. По закону Тейлора при ориентации кристалла, близкой к [111], под действием двойного компланарного скольжения наблюдается смещение оси вдоль линии симметрии 001-111 к направлению [111]. Для кристаллов с ориентацией близкой к [100] при двойном компланарном скольжении имеет место осцилляция оси кристалла без смещения либо к [100], либо к [111]. Таким образом, в ГЦК-металлах кристаллы с исходными ориентациями в областях 011-111-113 и 001-011-113 переходят в текстуры 111 и 100 соответственно [11]. В компоненте 111 прослеживаются отдельные пятна, отвечающие направлениям [1 21] и [ 112], а в компоненте 100 – [1 10] и [1 10].
После второго прохода на диаметре 5,37 мм (коэффициент вытяжки 2,22) текстура деформации усиливается, разброс текстурных компонент уменьшается. С увеличением коэффициента вытяжки на диаметре 3,2 мм аксиальная текстура сохраняется с формированием признаков ограниченной текстуры {111} 112 . Далее с ростом степени деформации интенсивность текстуры {111} 112 возрастает, и на ФРО образцов проволоки диаметрами 2,39 мм, 2,09 мм и 1,65 мм отчетливо видна комплексная текстура, состоящая из аксиальной текстуры 100 + 111 и ограниченной {111} 112 .
На стадии тонкого волочения после промежуточного отжига текстура проволоки после первого прохода представлена компонентами 100 + 111 , а с увеличением степени деформации вновь наблюдается появление ограниченной текстуры {111} 112 . В отличие от стадии грубого волочения в данном случае на ФРО ограниченная текстурная компонента {111} 112 имеет малую интенсивность. Это связано с усилением аксиальных компонент 100 и 111 , на фоне которых {111} 112 слабо выражена.
Здесь необходимо отметить, что при анализе ограниченной текстуры кристаллографические индексы привязываются к внешним координатам образца. В этом случае полученная текстура записывается как {110}тан 112 , где индексы плоскости соответствуют тангенциальному направлению проволоки, тогда радиальным направлением будет 111 , что соответсвует записи текстуры {111}рад 112 .
Изучение влияния условий проведения промежуточного рекристаллизационного отжига на структуру и свойства полуфабрикатов
Для проведения данной части исследования проволоку диаметром 2 мм получали протягиванием на волочильных станах двух предприятий ЗАО СП «Катур-Инвест» и ЗАО «Уралкабель».
На первом предприятии применяли отжиг с помощью приставки резистивного отжига R501 (рисунок 5.1), вмонтированной в линию работы машины. Отжиг реализован в штатном режиме работы машины грубого волочения MSM 85. Как видно по рисунку, проволока нагревается между контактными роликами К2 и К3, расстояние между которыми равно 280 мм. Времени нахождения между ними должно хватить для прохождения процесса рекристаллизации. Оценка времени нахождения при высокой температуре: 0,280 / 25м/с = 0,01 с. Таким образом, нагрев в приставке отжига оказывается очень кратковременным, а температура нагрева неизвестна. На машине MSM 85 применили установки силы тока на уровне 98%, скорость волочения 18 м/с.
Во втором варианте на ЗАО «Уралкабель» отжиг осуществляли в конвейерной печи электросопротивления ОКБ-185Н. Установленная мощность 177,2 кВт, номинальная температура 650 оС, производительность 1040 кг/ч, удельный расход электроэнергии, 0,135 кВт ч/кг; мощность холостого хода 58 кВт, скорость конвейера, м/мин 0,023…0,23 м/мин; среда в рабочем пространстве – пары воды; длина рабочего пространства 3560 мм. Применяли следующие параметры: температура 620 оС, скорость конвейера 0,001 м/с, при этой скорости время нахождения в рабочем пространстве печи составляет 3,560 м/0,001 м/с = 3560 с = 59 мин. Таким образом, установили, что длительность отжига около 1 часа, что обусловлено необходимостью прогрева большой массы металла. Это время намного больше времени термообработки проволоки в приставке, а именно в 3560/0,01 = 356000 раз.
Как видно из рисунка 5.22, оба варианта характеризуются практически одинаковыми значениями временного сопротивления. Для проволоки, отожженной в конвейерной печи, снижен средний предел текучести с 142 МПа до 110 МПа, т.е. на 23 %, относительное удлинение повышено на 4 %, равномерное относительное удлинение повышено тоже на 4 %. Таким образом, здесь показано, что длительный отжиг обеспечивает более высокие пластические свойства металлу. Наибольшей чувствительностью к изменениям в структуре металла является условный предел текучести. Микроструктура проволоки, отожженной в конвейерной печи
Как видно из приведенных на рисунках 5.23 и 5.24 микроструктур, при печном отжиге медной проволоки достигается больший размер зерна, чем при контактном отжиге, при этом характерна разнозернистость структурного строения. В справочнике О.Е.Осинцева, В.Н.Федорова приводятся данные по способности листовой меди к глубокой вытяжке, из которых следует, что мелкозернистая медь не обладает высокими пластическими свойствами.
Установлено, что при кратковременном отжиге в ходе скоростного нагрева и охлаждения со скоростью 100 о/с до температур Тмакс = 550 С текстура рекристаллизации наследует текстурную зональность деформированной медной проволоки (диаметр 1,38 мм, коэффициент вытяжки 33,6).
Обнаружено, что первичная рекристаллизация полностью завершается при Тмакс= 400 С. При этой температуре в центральной зоне исходная ориентировка 111 практически полностью заменяется ориентировкой 100 , в остальных участках присутствует многокомпонентная текстура рекристаллизации 100 + 111 + 211 , объемные доли которых приблизительно равны и мало изменяются при более высоких температурах до 550 С. В центральной зоне при повышении температуры отжига доля текстуры рекристаллизации 100 уменьшается примерно в 2 раза за счет увеличения объемной доли текстурной компоненты 211
Кислород образует оксиды с большинством примесей меди, удаляя их из твердого раствора и минимизируя их отрицательное влияние. В том числе при малом содержании кислорода повышается электропроводность по отношению к меди, не содержащей кислород, но содержащей примеси. В производственных условиях при охлаждении расплава меди предел растворимости кислорода снижается, происходит выделение эвтектики, часть кислорода при кристаллизации металла выделяется по границам зерен в виде частиц закиси меди. При последующей горячей обработке металла происходит динамическая рекристаллизация, за счет которой частицы закиси меди оказываются не по границам зерен, а внутри зерна. При последующей холодной деформации частицы закиси являются своеобразным упрочнителем медной матрицы, играя как положительную, так и отрицательную роль.
Положительная роль заключается в повышении прочности проволоки, производимой в электротехнической промышленности. Отрицательная роль проявляется в снижении пластичности металла, поскольку часть материала становится откровенно хрупкой (сами частицы закиси не обладают пластическими свойствами). При утонении проволоки в производственном процессе наступает такой момент, при котором размер частиц закиси становится соизмерим с толщиной проволоки, в этом месте проволока либо рвется на стадии волочения, либо перегорает на стадии использования в качестве проводника электрического тока. Целью данной части работы явилось изучение взаимодействия частицы оксида меди (в форме закиси меди) с медью в процессе многопроходного волочения.
Теоретический анализ возникновения пор Медная проволока с включениями оксида меди может быть представлена как композиционный материал, состоящий из медной матрицы и инородного вещества, распределенного в объеме матрицы. На рисунке 6.1а представлен упрощенно очаг деформации при волочении медной проволоки с частицами оксида меди (условно показаны точками).
В цилиндрической системе координат rz ось z направлена вдоль направления волочения. Усилие волочильной машины создает осевое напряжение z, в очаге деформации за счет конической поверхности рабочей части волоки создаются напряжения сжатия r, направленные по радиусу и ортогональные им тангенциальные напряжения у, перпендикулярные плоскости рисунка. На рисунке 6.1 б выделен фрагмент металла в очаге деформации, содержащий частицу оксида.
Упрощенная схема волочения медной проволоки с расположением в цилиндрической системе координат (а), схема деформированного состояния меди вокруг частицы закиси меди (б) при плоской деформации
При волочении такого композита возникает сложное напряженное и деформированное состояние, на которое влияют множество факторов, которые трудно учесть в их совокупности. Поэтому постановка такой задачи нуждается в упрощениях и допущениях. Задача волочения круглой проволоки обычно решается в осесимметричной постановке и расположении заготовки в цилиндрической системе координат. Однако расположение частицы в такой постановке требует ее помещения по оси симметрии, так как попытка смещения ее контура вдоль радиуса приводит к изменению реального профиля сферы на профиль тороида вращения. Отказ от осесимметричной постановки приводит к необходимости анализа объемной задачи, что требует больших ресурсов памяти и быстродействия ЭВМ с не предсказуемым снижением точности вычислений. Немаловажным является масштабный фактор: при размерах проволочной заготовки, выражаемых в миллиметрах, размеры частицы измеряются в микрометрах. Тем самым создаются трудности в конечно-разностном представлении очага деформации: при разбиении частицы включения всего только на десять ячеек, что мало для точных расчетов, количество окружающих ячеек матрицы должно быть увеличено минимум в тысячу раз, т.е. возникает десять тысяч ячеек, что делает расчет малореальным или, по крайней мере, неточным.
Наиболее простым отображением частицы является сферическая форма, что для решения требует применения сферических координат и объемной постановки задачи, однако процесс волочения круглой проволоки требует применения цилиндрических координат с возможностью осесимметричного представления очага деформации.
Для определения уровня напряжений при волочении медной проволоки решена краевая задача в системе расчета пластического деформирования РАПИД-2Д ( Полищук Е.Г, Жиров Д.С.). Инструмент для деформации - волока, изготовлена из искусственного алмаза, в решении задачи представлена как абсолютно жесткое тело. Кинематические граничные условия для пластического тела заданы перемещениями переднего торца заготовки, а для инструмента -фиксированием положения волоки в волокодержателе. Взаимодействие деформируемого материала и инструмента задано с применением закона трения по Зибелю при показателе трения 0,1 и использованием условия равенства нулю нормальных составляющих перемещения на контактной границе. Полуугол конусности волоки равен 10о. Свойства материала заданы в табличном виде как зависимость сопротивления деформации или напряжения пластического течения технически чистой меди от степени и скорости деформации (нелинейно упрочняемая среда).
