Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Состояние вопроса 8
1.1 Анализ условий работы штампов для горячего деформирования 8
1.2 Применение литого штампового инструмента 10
1.3 Влияние технологических факторов на структуру и свойства литейной инструментальной стали для штампов горячего деформирования 12
1.3.1 Легирование и микролегирование стали 14
1.3.2 Рафинирование и раскисление стали 18
1.3.3 Модифицирование стали 19
1.4 Наследственность структуры и свойств литой стали 22
1.5 Высокотемпературная обработка стали 23
1.6 Цели и задачи работы 28
ГЛАВА 2 Методика проведения исследований. оборудование и материалы 30
2.1 Выплавка опытных сплавов и заливка форм 30
2.2 Определение износостойкости сплавов 31
2.3 Определение ударно - абразивной износостойкости образцов 33
2.4 Определение твердости образцов 35
2.5 Дилатометрические и дериватографические исследования 35
2.6 Металлографические исследования 36
2.7 Методика проведения экспериментов 36
2.7.1 Методика исследования кинетики затвердевания отливок 36
2.7.2 Методика измерения кинематической вязкости 38
2.7.3 Методика определения коэффициентов влияния легирующих добавок 40
2.7.4 Методика проведения количественного фазового рентгеноструктурного анализа 40
ГЛАВА 3 Моделирование процесса высокотемпературной обработки расплава стали с целью выявления особенностей формирования макроструктуры отливки 42
ГЛАВА 4 Особенности формирования первичной литой структуры и ее влияние на свойства инструментальной стали для штампов горячего деформирования 57
4.1 Исследование структурообразования стали 4Х5В2ФСЛ методом вискозиметрии 57
4.2 Влияние высокотемпературной обработки расплава на формирование первичной литой структуры и свойств отливок штамповой стали для горячего деформирования 62
ГЛАВА 5 Влияние химического состава на структуру и свойства литейной инструментальной стали для штампов горячего деформирования 86
5.1 Обоснование выбора базового состава литейной стали для штампов горячего деформирования 86
5.2 Выбор дополнительного легирующего комплекса литейной стали для штампов горячего деформирования 91
5.3 Металлографический, дериватографический и дилатометрический анализы литейной стали для штампов горячего деформирования 99
5.4 Термическая обработка 108
5.5 Опытно - промышленное опробование результатов работы 109
Заключение 112
Список литературы
- Влияние технологических факторов на структуру и свойства литейной инструментальной стали для штампов горячего деформирования
- Дилатометрические и дериватографические исследования
- Влияние высокотемпературной обработки расплава на формирование первичной литой структуры и свойств отливок штамповой стали для горячего деформирования
- Выбор дополнительного легирующего комплекса литейной стали для штампов горячего деформирования
Влияние технологических факторов на структуру и свойства литейной инструментальной стали для штампов горячего деформирования
Наряду с развитием и совершенствованием таких способов изготовления инструмента, как ковка и штамповка, литье является перспективным способом производства. Изготовление штампов отливкой с последующей механической и термической обработкой на требуемую твердость позволяет отказаться от ковки и сокращает обработку резанием, особенно штампов со сложной конфигурацией. Одновременно с этим происходит сокращение трудозатрат, снижается расход металла, и сокращается весь производственный цикл в целом. Ряд проведенных исследований [11] показывает, что литой штамп и свойства литого материала не уступают в работоспособности инструменту, полученному путем деформации, а в некоторых случаях и превосходят. Основное различие литого штампа и инструмента, получаемого путем деформации - в вязкости и износостойкости. Литая сталь обладает меньшим износом, чем деформированная. Например, вязкость литых сталей типа 4Х5МФ на 25 - 30 % ниже, чем кованных, но при этом износостойкость в литых штампах несколько выше [16]. Преимуществом использования литого инструмента является то, что структура и свойства близки в различных направлениях, в то время как у поковок они в очень большой степени зависят от направления течения металла. Поперек волокна заготовки показатели механических свойств имеют пониженные значения.
Несмотря на очевидную возможность использования литого инструмента, его применение не находит широкого применения ввиду недостаточного объема знаний и данных: - об особенностях структурообразования штамповых сталей в литом состоянии и их взаимосвязи с эксплуатационными свойствами штампов; - по составу стали для изготовления литых штампов; - о рациональных технологических процессах изготовления литого инструмента, способствующих получению благоприятной первичной литой структуры; - об оптимальных режимах термообработки и возможности использования традиционных режимов, применяемых для деформируемого материала.
В первую очередь применение литых штамповых материалов сдерживается из - за получения грубой неоднородной структуры. Причиной образования структурной неоднородности, например, карбидной, является химическая неоднородность, которая формируется при кристаллизации. Неоднородность структуры может привести к появлению значительного количества дефектов, пониженной прочности и повышенной хрупкости, что оказывает негативное влияние на работу инструмента. При ковке же металл упрочняется, размельчаются крупные кристаллы, в результате чего структура становится мелкозернистой, приобретает волокнистое строение.
Ряд исследований [4] показывает возможность улучшения структуры и соответственно эксплуатационных свойств литых штампов, получаемых из уже из 12 вестных марок сталей, за счет металлургических мер и оптимизации термической обработки [20 - 24]. Это делает возможным успешную эксплуатацию различных видов кузнечных штампов благодаря сохранению преимуществ литой структуры. Большое внимание должно уделяться выбору способа приготовления исходного расплава стали, поиску оптимальных условий его кристаллизации и, как следствие, получение благоприятной первичной литой структуры без признаков наследственности. Качество жидкого металла в значительной степени определяется плавильным агрегатом шихтовых материалов, плавильного агрегата, методов плавки и обработки расплава (раскисление, рафинирование и модифицирование).
Влияние технологических факторов на структуру и свойства литейной инструментальной стали для штампов горячего деформирования
Решение проблемы повышения свойств литого металла до уровня свойств штампованного материала сводится к обеспечению прогнозируемого оптимального фазово - структурного состава стали и структуры штампа, определяемых легированием, режимом выплавки и условиями кристаллизации металла в форме [25-31].
Плавка штамповой стали осуществляется при высоких температурах и сопровождается сложными физико - химическими процессами взаимодействия расплава, шлаков, печных и атмосферных газов и футеровки печи. Выбор метода плавки и типа плавильного агрегата определяется составом и свойствами стали, объемом производства, массой отливок, требованиями к их качеству, технико-экономическими показателями процесса. Высоколегированные стали выплавляют в дуговых электропечах с основной футеровкой и индукционных тигельных печах. К преимуществам основного электродугового процесса относят: использование рядовой шихты, малый угар легирующих элементов, возможность удаления серы и фосфора, высокое качество. К недостаткам - низкая стойкость футеровки при работе с перерывами, пониженная производительность. К недостаткам индукционного процесса стоит отнести: необходимость применения чистых исход 13 ных материалов, низкая температура шлаков, их высокая вязкость и малая активность, что затрудняет процессы дефосфорации, десульфурации и раскисление. В то же время высокая вязкость шлаков и их малая жидкоподвижность способствует защите металла от проникновения газов (водорода и азота) из атмосферы. К остальным преимуществам относятся - высокая производительность, малый угар легирующих элементов; быстрый нагрев и хорошее перемешивание, способствующее выравниванию температуры по всему объему ванны и обеспечивающее большую однородность химического состава стали; нет науглероживания металла от электродов, позволяющее переплавлять высоколегированные отходы без добавок низкоуглеродистой заготовки [32, 33].
К основным факторам, определяющим условия кристаллизации расплава, относят скорость охлаждения расплава и температуру заливки.
При разработке технологических режимов выплавки стали большое значение имеет определение значений оптимальной температуры ведения процесса. Температура заливки штамповой стали должна составлять не менее 80 С выше температуры ликвидуса. Температура перегрева расплава определяется главным образом конструкцией отливок. Чем меньше толщина стенок и больше габаритные размеры отливки, тем выше должна быть температура заливаемого расплава. Заливку массивных отливок с целью уменьшения усадки производят расплавом с более низкой температурой.
Дилатометрические и дериватографические исследования
Анализ данных оказал, что с увеличением перегрева расплава над температурой ликвидуса время начала образования кристаллов и протяженность зоны столбчатых кристаллов увеличиваются, толщина корковой зоны уменьшается. С увеличением скорости охлаждения при кристаллизации расплава в форме время начала образования кристаллов становится меньше, толщина корковой зоны и зона столбчатых кристаллов - больше. Заливка расплава соли при 60 - 64 С в форму без охлаждения приводит к появлению зоны крупных равноосных кристаллов. В отливках, в структуре которых отсутствовала зона крупных равноосных кристаллов, образовывалась большая усадочная раковина. Считается [65, 67, 68], что наилучшее качество отливки достигается при развитой зоне крупных равноосных кристаллов. Связь твердого и жидкого состояний сплавов в последнее время удовлетворительно объясняется с позиций квазиполикристаллической модели строения жидкости [69 - 72]. Опираясь на ее положения, можно предположить, что при плавлении кристаллогидрата соли Na2S203 происходило постепенное разрушение его кристаллического строения, начиная от слабых связей. При охлаждении расплава слабые связи между различными группировками быстро восстанавливались и формирование структуры кристаллогидрата происходило гетерогенно [48, 71 - 73], то есть на собственных кристаллоподобных кластерах и зародышах.
С увеличением перегрева, в следствие значительного теплового воздействия, большее количество связей между кластерными группировками разрушается, и на их восстановление требуется большее количество времени ремя на начало образование кристаллов расплава, заливаемого в водоохлаждаемую форму, требуется меньше, чем в форме без охлаждения.
Теплота перегрева расплава над температурой ликвидуса аккумулировалась в поверхностных слоях форм, контактирующих с расплавом. В результате температура сплава понижалась до температуры ликвидуса, а температура поверхности формы повышалась. В условиях интенсивного теплообмена между формой и поверхностным слоем расплава, контактирующего с ней, образовывалась корковая зона (I) (рисунок 3.2).
То есть, в этом слое создалось необходимое переохлаждение, а, следовательно, условие для восстановления слабых связей между кластерами, разрушенных вследствие теплового воздействия. Кристаллы корковой зоны имели произвольную ориентацию, так направление осей первого порядка кристалликов обусловлено микрорельефом поверхности формы.
С увеличением перегрева расплава над температурой ликвидуса наблюдается тенденция уменьшения толщины корочки. Прослеживается зависимость изменения толщины корочки отливки от скорости охлаждения, в которую заливается расплав. Водоохлаждаемая форма, обладая более высокой теплоаккумулирующей способностью, чем без охлаждения, быстрее отводит во внутренние слои тепло контактирующего с ней поверхностного слоя расплава, поверхность формы при этом нагревается меньше. В результате этого величина переохлаждения и ширина переохлажденного слоя становится больше, что позволяет получить корочку толще, чем у отливки, кристаллизующейся в форме без охлаждения (рисунок 3.3). водоохпаждаемая форма
После снятия перегрева расплав имеет температуру, которую условно можно считать равной Тликв - так называемое «состояние ликвидуса». На границе твердая корка - жидкий расплав, выделяется теплота затвердевания, в результате чего происходит дальнейший рост кристаллов в направлении, обратном тепловому потоку, в сторону жидкого металла и приобретают форму столбчатых кристаллов (II), формирующих зону транскристаллизации (жидко - твердую зону) [67, 68, 73].
Столбчатые кристаллы имели дендритное строение. Стоит отметить, что в реальных сплавах дендриты образуются в результате воздействия различных примесей, мешающих нормальному росту кристаллов [48, 67, 73, 74].
Попытки различных теорий объяснить причины прекращения роста столбчатых кристаллов имели и имеют до сих пор серьезные разногласия. Рост столбчатых кристаллов тормозил и останавливал слой парящих свободных кристаллов, образующихся в переохлажденном слое перед зоной транскристаллизации. Парящие кристаллы формируют центральную зону крупных разориентированных кристаллов. Размеры и форма парящих кристаллов у расплавов были идентичны размерам кристаллов соли. Кристаллы очень быстро выпадали в осадок, образуя конус осаждения, сформировавшегося до центра изложницы.
На наш взгляд, остановка роста столбчатых кристаллов и формирование зоны разоориентированных кристаллов происходит при определенном числе и размере кристаллов, образующихся в центральной зоне изложницы. Известная зависимость (3.1) позволяет связать ширину зоны столбчатых кристаллов и кристаллов, образующихся перед фронтом транскристаллизации [68]: Хст - глубина, на которую прорастают столбчатые кристаллы к моменту остановки их; Hg - постоянная, отражающая условия зарождения и роста кристаллов перед фронтом транскристаллизации расплава (при постоянной скорости охлаждения кристаллизующегося расплава); Ni - число кристаллов, которые в данных условиях зарождения и роста их в двухфазной зоне фронта транскристаллизации остановят рост столбчатых кристаллов.
Анализ формулы подтверждает наше предположение о том, что сужение зоны столбчатых кристаллов возможно в результате увеличения числа кристаллов, растущих перед фронтом транскристаллизации. Рост зоны столбчатых кристаллов приостанавливается, когда число и размеры свободных кристаллов становятся сравнимыми с числом и поперчными размерами столбчатых кристаллов на границе фронта с расплавом. Ширина жидко - твердой зоны зависит от переохлаждения этого слоя.
Для того, чтобы свободные кристаллы достигли определенного размера, необходимо определенное время их роста, а, следовательно, и необходимая глубина расплава, переохлажденного перед фронтом транскристаллизации. С повышением температуры перегрева расплава характерно возрастание числа кристаллов в единице объема и уменьшение их размеров, а также уменьшение ширины слоя свободных кристаллов перед фронтом транскристаллизации.
Свободные кристаллы, зарождающиеся и растующие в объеме расплава, переохлажденном перед фронтом транскристаллизации, начинают принимать участие в формировании фронта. Меньшая скорость охлаждения расплава позволила образовавшимся кристаллоподобным кластерам вырасти до размеров, способных остановить рост столбчатых кристаллов и сформировать зону равноосных кристаллов. Температуру перегрева расплава необходимо выбирать, учитывая толщину стенки отливки и скорость охлаждения расплава в форме.
Экспериментальные данные подтвердили существующие разногласия о формировании макроструктуры слитка в зависимости от скорости охлаждения расплава в изложнице [65, 68]. Уменьшение скорости охлаждения способствовало уменьшению макрозерна и формированию зоны равноосных кристаллов.
Влияние высокотемпературной обработки расплава на формирование первичной литой структуры и свойств отливок штамповой стали для горячего деформирования
Анализ литературных данных и проведенные исследования по моделированию ВТОР показали, что она является эффективным и простым в применении способом, позволяющим влиять на формирование макро - и микроструктуры отливки.
В качестве объекта исследования была выбрана сталь 4Х5В2ФСЛ. Данная сталь применяется для изготовления пресс - форм для литья под давлением цинковых, алюминиевых и магниевых сплавов, молотовых и прессовых вставок (сечением до 200 - 250 мм) при горячем деформировании конструкционных сталей, инструмента для высадки заготовок из легированных конструкционных и жаропрочных материалов на горизонтально - ковочных машинах.
Для научно обоснованной подготовки равновесного расплава необходимо установить температурно - временной режим выплавки стали. О равновесности расплавов можно судить по результатам измерения такого структурно - чувствительного свойства, как кинематическая вязкость [25, 44, 47 - 49]. Методом вискозиметрии была получена температурная зависимость кинематической вязкости v(t) расплава стали 4Х5В2ФСЛ при нагреве ее расплава до 1800 С и последующем охлаждении (рисунок 4.1). Представленная зависимость построена по усредненным значениям изменения кинематической вязкости.
Изменение кинематической вязкости при нагреве расплава напоминало типичную картину затухающих колебаний, то есть они имели ярко выраженный осциллирующий характер. Согласно теории систем, далеких от равновесия, осциллирующая релаксационная зависимость вязкости от температуры металлического расплава вызвана концентрационными колебаниями в системе, образование которых связано с образованием новых пространственных структур и взаимодействием с унаследованными от исходных материалов [53]. Условием возникновения осцилляции является наличие в расплаве сравнительно устойчивых во времени двух или более атомных координации. Наблюдаемое медленное затухание осцилляции свидетельствует о том, что расплав способен длительное время пребывать в состоянии равновесия [55].
Обнаруживается ряд особенностей политерм: скачки, перегиб и несовпадение кривых ветвей нагрева и охлаждения (гистерезис). Скачки говорят о немонотонности процессов перехода системы к равновесию, так как сталь - сложная динамическая система. Происходит постоянный обмен атомами группировок БезС с окружающим раствором. С повышением температуры расплава характерно уменьшение размеров кластеров. Это объясняется тем, что кластеры не являются статически выделенными образованиями и все время частично связаны с окружа 59 ющим их расплавом. Это сопровождается изменением межчастичных взаимодействий [52].
Известно, что кроме кластеров, образующихся на основе микроструктурной неоднородности, имеются кластеры, образующиеся на основе химического взаимодействия атомов отдельных элементов [45, 49]. Скачки на кривых нагрев -охлаждение связаны с изменениями существования отдельных фаз или появлениями новых, что может быть вызвано даже небольшими вариации концентраций типичных примесей (кислорода, углерода) [52].
Так как наиболее сильным кластерообразующим элементом является кислород, он и влияет весьма ощутимо на свойства расплава. Кислород растворяется в жидком железе с образованием типа молекул типа FeO. Причиной возникновения колебаний вязкости являются устойчивые нераспавшиеся группировки, типа FexO [55].
Высокотемпературная структура расплава хорошо переохлаждается. В результате удается снизить концентрации кислорода и азота в расплаве, уменьшить количество вводимых раскислителей и содержание неметаллических включений, ввиду благоприятных условий для их удаления.
Изменение времени воздействия на расплав приводит к изменению структуры ближнего порядка, в том числе и размеров упорядоченных комплексов-кластеров. В силу того, что эти микроскопические состояния системы могут изменяться значительно медленнее, чем внешние условия, нестабильные неравновесные состояния металлических расплавов оказываются довольно устойчивыми. Стоит отметить, что растворение неравновесных ассоциатов лимитируется главным образом реакциями в пограничных слоях [51, 52, 68, 80].
В интервале температур расплава 1560 - 1760 С происходит устранение структурной наследственности шихтовых материалов. Резкое ослабление межатомных связей расплава наблюдается при нагреве его до температуры 1710 С -расплав близок к разупорядоченному состоянию.
Рост кинематической вязкости в районе температуры 1710 С свидетельствует об интенсивном разрушении микрогруппировок, соответствующих строе 60 нию фаз и соединений твердого металла. Такой пороговый характер перехода системы в разупорядоченное состояние свидетельствует о кинетическом, а не диффузионном режиме этого процесса [55]. То есть лимитирует не миграция частиц, а их отрыв от неравновесного образования, для чего требуется достаточно высокая энергия активации.
Наблюдаемое явление гистерезиса объясняется изменениями в структуре расплавов и свидетельствует об исчезновении неравновесных неоднородностей, унаследованных от шихтовых материалов, и о необратимости этих процессов. Значения вязкости при нагреве расплава оказываются больше, чем при его охлаждении (см. рисунок 4.1). В первоначальный момент охлаждения структура разу-порядочена и гистерезис не наблюдается. Он появляется только при температуре 1760 С, когда начинается образование новых кластерных групп. При этом переохлаждение значительное и достигает 45 С.
Нарушение плавного хода политермы при температуре 1760 С говорит о том, что с повышением температуры до представленного значения характер и прочность межатомных взаимодействий, а также соответствующий ближний порядок изменяются вблизи скачкообразно [81 - 87]. При достижении данной температуры энергия теплового движения становится соизмеримой с энергией разрыва наиболее прочных межатомных взаимодействий в неравновесных атомных ассоциациях, другими словами с энергией активации процессов миграции наиболее сильно связанных частиц [25, 54, 61].
Выбор дополнительного легирующего комплекса литейной стали для штампов горячего деформирования
Расчетное значение теплостойкости стали 4Х5В2ФСЛ составляет 602 С. Из результатов проведенного статистического анализа видно, что состав стали для штампов горячего деформирования, который обеспечивает получение требуемого комплекса свойств (умеренные значения ударной вязкости KCU, средней и высокой теплостойкости t(HRc-58) с сохранением высокой твердости HRC и предела прочности ав) укладывается в следующие значения по содержанию элементов: С от 0,4 до 1,0 %; Сг от 3,0 до 6,0 %; Ni от 0,5 до 1,0 %; Мл от 0,50 до 1,0 %; Si до 0,7 %; V от 0,5 до 1,0 %.
Для уточнения химического состава стали по содержанию С, Cr, Ni была составлена матрица полного факторного эксперимента 23, представленная в таблице 5.2. Кремний и марганец находились на постоянном уровне: Si 0,5 и Мп 0,5 %. Экспериментальные образцы заливали в песчано - глинистые формы и кокиль. Ванадий решено было учитывать при дополнительном легировании базового состава. Таблица 5.2 - Матрица планирования полного факторного эксперимента № С Si Мп Сг Ni
Наиболее высокие механические свойства (Ки, ед.: 1,80; 1,70; 1,90; HRC, ед.: 48,00; 47,00; 50,00 для песчано - глинистых сухой и сырой форм и кокиля соответственно) были получены при следующем содержании химических элементов: 0,4% С, 0,5% Si, 0,5 % Мп, 0,5 %Ni, 6,0 % Сг. Этот комплекс и было решено принять за базовый для разработки литейной штамповой стали. 5.2 Выбор дополнительного легирующего комплекса литейной стали для штампов горячего деформирования
С целью повышения механических и эксплуатационных свойств в базовый состав предложено ввести дополнительные элементы: вольфрам, молибден и ванадий [96, 97].
Вольфрам повышает теплостойкость штамповых сталей для горячего деформирования при увеличении его концентрации до определенных значений. Он является необходимым, так как позволяет получать высокие значения характеристик пластичности и ударной вязкости. Рекомендуется вводить не менее 3,0 %, но содержание вольфрама ограничивается содержанием молибдена. Многокомпонентное легирование обеспечивает достаточно высокое сопротивление тепловому разупрочнению. Учитывая требования, предъявляемые к штамповым сталям для горячего деформирования, необходимым условием их выполнения является суммарное легирование вольфрамом и молибденом в пределах от 4,0 до 5,0 %.
Молибден и хром являются сильными карбидообразующими элементами, что немаловажно для обеспечения высоких значений износостойкости. Причем среднее содержание молибдена наиболее рационально от 0,7 до 1,0 %. Более высокое его содержание приведёт к выделению крупных карбидов по границам зерен и, как следствие, к понижению износостойкости из - за изменения механизма изнашивания [11].
Ванадий существенно снижает чувствительность к перегреву, уменьшая долю карбидов, выделяющихся при а = у превращении, вызывает существенное увеличение их дисперсности, за счет чего повышается пластичность, ударная вязкость и прочность стали. Для обеспечения высокой износостойкости рекомендуемое содержание ванадия от 0,5 до 1 %.
Влияние твердости по Бринеллю на абразивную (а) и ударно - абразивную (б) износостойкость экспериментальных сплавов
Способность абразивных частиц внедряться в поверхностный слой и разрушать его при движении можно приближенно оценить по коэффициенту твердости, Ктв (5.16).
Ктв= Нспл/ Набр. (5-16) где Набр. - значение твердости абразива, равное 2300 HV; Ниш. - значение твердости испытуемого сплава.
Критерий твердости при моделировании абразивного изнашивания позволяет априорно установить возможный вид разрушения материала. Чем выше значение Ктв, тем ниже уровень контактных напряжений и тем слабее интенсивность изнашивания металла (таблица 5.8).
В случае использования в качестве абразива электрокорунда с микротвердостью 2300 HV коэффициент твердости, представленный в таблице 5.8, изменялся в пределах от 0,19 до 0,31. Зависимость между износостойкостью и соотношением твердостей имеет сложный вид [3]. В нашем случае Ктв менее 0,5 - разрушение поверхности образцов происходило вследствие прямого внедрения абразивной частицы в поверхность и продвижения по ней. Высокий коэффициент твердости 0,31 характерен для стали, содержание химических элементов которого составляет, %: 0,45 С, 0,61 Si, 0,54 Мп, 5,85 Сг, 1,07 Мо, 0,52 Ni, 1,40 V, 4,36 W
Известно, что решающим фактором, определяющим сопротивление металлов абразивному изнашиванию, является прочностная основа. Чем выше показатели их прочностных свойств, тем выше износостойкость. Для достижения высоких свойств необходимо, чтобы сплавы имели сильные упрочняющие фазы, в частности карбиды. Графически влияние коэффициента твердости на износостойкость представлено на рисунке 5.4.