Содержание к диссертации
Введение
1 Формирование структуры и свойств арматуры и валков при внешних энергетических воздействиях 18
1.1 Неоднородность пластической деформации при обработке металлов давлением 18
1.1.1 Структурные уровни и неоднородность пластической деформации 18
1.1.2 Эволюция структурно-фазовых состояний и тонкой субструктуры при обработке металлов давлением 20
1.2 Производство арматурного проката 22
1.3 Термическое упрочнение арматуры 27
1.3.1 Состояние вопроса 27
1.3.2 Промышленные технологии 28
1.3.3 Качество термически упрочненной арматуры 33
1.4 Градиентные структурно-фазовые состояния в стали 36
1.5 Методы исследования фазовых превращений в стали 40
1.6 Упрочнение поверхности чугунных прокатных валков 46
1.6.1 Физико-технологические основы плазменного упрочнения 46
1.6.2 Технологии плазменного упрочнения валков 52
1.6.3 Перспективы упрочнения прокатных валков в ОАО "ЗСМК" 59
1.7 Выводы и постановка задачи исследования 60
2 Методики исследования структуры, фазового состава и свойств 62
2.1 Материал исследования 62
2.2 Методики металлографических исследований 66
2.3 Методики исследования просвечивающей электронной микроскопии 68
2.4 Методики исследования сканирующей электронной микроскопии 73
2.5 Исследование методом рентгеновского микроанализа 74
2.6 Методики исследования механических свойств 74
2.7 Методика определения прочности структурных слоев 77
2.8 Методики исследования износостойкости и жаростойкости... 78
2.9 Теоретическое исследование процесса охлаждения стержней... 79
2.10 Выводы 80
3 Стержневая арматураиз стали СтЗпс 81
3.1 Оборудование для ведения процесса термического упрочнения... 81
3.2 Технология ведения процесса термического упрочнения 84
3.3 Металлографические исследования градиентной структуры 85
3.4 Электронномикроскопические исследования структуры 92
3.4.1 Характеристика формирующегося структурно-фазового состава 92
3.4.2 Арматура диаметром 12-14 мм 95
3.4.3 Арматура диаметром 20-25 мм 97
3.5 Выводы 102
4 Стержневая арматура из стали 18Г2С 104
4.1 Моделирование процесса охлаждения в линии стана 450 104
4.1.1 Расчет температурных полей 104
4.1.2 Построение изотермических диаграмм распада аустенита.. 110
4.1.3 Расчет структурно-фазового состава при неизотермических условиях 114
4.1.4 Кинетика распада аустенита 117
4.2 Оборудование для ведения процесса упрочнения арматуры 121
4.3 Технология ведения процесса термического упрочнения 124
4.4 Металлографические исследования градиентной структуры 127
4.5 Механические свойства арматуры 129
4.5.1 Механические свойства структурных слоев 132
4.6 Электронномикроскопические исследования структуры 135
4.6.1 Арматура диаметром 40 мм... 135
4.6.2 Арматура диаметром 50 мм 147
4.6.3 Фазовая траектория структурообразования 155
4.7 Выводы 158
5 Деградация арматуры из стали 35ГС в процессе эксплуатации 160
5.1 Изменения структуры и механических свойств 160
5.2 Электронномикроскопические исследования структуры 165
5.2.1 Структура исходной горячекатаной арматуры 165
5.2.2 Эволюция феррита 167
5.2.3 Эволюция перлитных колоний 169
5.3 Разрушение поверхности горячекатаной арматуры 171
5.4 Выделение второй фазы 174
5.5 Закономерности эволюции структуры стали 35ГС 178
5.6 Выводы 183
6 Повышение эксплуатационной стойкости прокатных валков из чугуна СШХНФ 185
6.1 Оборудование и технология плазменной обработки 185
6.1.1 Технологическое оборудование 185
6.1.2 Технологическая схема плазменного упрочнения 188
6.2 Исследование структуры и свойств валкового чугуна 189
6.2.1 Состояние литого чугуна 189
6.2.2 Состояние поверхности после плазменной обработки 191
6.3 Электронномикроскопические исследования структуры 199
6.3.1 Структуры поверхности после плазменной обработки 199
6.3.2 Структуры поверхности валка после отработки на стане... 202
6.3.3 Элементно-структурный анализ упрочненной поверхности... 205
6.4 Фрактография поверхности разрушения 207
6.5 Исследование субструктуры и фазового состава чугуна 213
6.5.1 Морфология фаз 213
6.5.2 Фазовый состав поверхности после плазменной обработки... 220
6.5.3 Фазовый состав поверхности после отработки на стане 222
6.6 Промышленные испытания валков чистовых клетей стана 450.. 226
6.6.1 Расчет параметров плазменного упрочнения 226
6.6.2 Промышленные испытания прокатных валков 229
6.7 Выводы 231
Основные выводы 233
Список использованных источников
- Эволюция структурно-фазовых состояний и тонкой субструктуры при обработке металлов давлением
- Методики исследования просвечивающей электронной микроскопии
- Металлографические исследования градиентной структуры
- Оборудование для ведения процесса упрочнения арматуры
Введение к работе
Актуальность. Создание и внедрение новых технологий, обеспечивающих повышение производительности труда и улучшение качественных показателей продукции, во многом определяет экономическое состояние государства. Разработка и практическое применение эффективных способов повышения механических свойств строительной арматуры должны базироваться на знании механизмов и закономерностей формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях. В настоящее время, при производстве стержневой арматуры, все шире применяются технологии термического упрочнения раскатов в линии сортопрокатных станов, которые базируются на результатах фунг даментальных исследований в области термомеханической обработки научной школы Московского института стали и сплавов, созданной М.Л. Бернштей-ном и ныне возглавляемой М.Л. Капуткиной.
Основным недостатком сегодняшнего состояния проблемы является эмпирический подход при разработке технологии термомеханического упрочнения проката, когда положительный результат достигается методом проб и ошибок. Указанное положение можно преодолеть созданием имитационной модели кинетики процесса структурообразования, позволяющей прогнозировать размеры и зеренный состав зон структурно-фазовых превращений в зависимости от технологических параметров режимов охлаждения стальных стержней.
Экспериментальные исследования структур и фазовых состояний, формирующихся в сечении арматуры диаметром 12-50 мм в результате прерванной закалки, очень важны для понимания механизмов и уточнения температурно-временных интервалов превращения аустенита и позволяют целенаправленно изменять структуру и механические характеристики конечного продукта. Снижение его себестоимости является одной из важнейших задач металлургической отрасли. Повышение эксплуатационной стойкости прокатных валков плазменным упрочнением решает задачу значительного повышения технико-экономических показателей станов. Управление природой повышения стойко-
ста валков и разработка оптимальных режимов упрочнения должны учитывать как формирование структурно-фазовых состояний в рабочем слое бочки валков при плазменной закалке, так и их эволюцию при дальнейшей эксплуатации. Является актуальным и представляет научный и практический интерес не только решение этих задач, но и исследование физической природы деградации механических свойств, изменения фазового состава и дефектной субструктуры полученной арматуры в процессе ее эксплуатации в качестве каркасов фундаментов промышленных зданий и сооружений.
Работа выполнялась в соответствии с Федеральной научно-технической программой "Интеграция" (2000-2004 г.г.), фантами Министерства образования и науки РФ по фундаментальным проблемам металлургии (1999-2002 г.г.), темами ГОУ ВПО "Сибирский государственный индустриальный университет" и "Томский государственный архитектурно-строительный университет".
Комплекс выполненных в рамках данной работы исследований по разработке и внедрению технологии термического упрочнения строительной арматуры в условиях ОАО "Западно-Сибирский металлургический комбинат" удостоен премии Правительства Российской Федерации в области науки и техники зг 2006 год.
Цель работы: разработка и внедрение технологий термического упрочнения арматуры из экономнолегированных сталей и плазменного упрочнения чугунных прокатных валков на основе установления природы и закономерностей формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний и механических свойств в процессе обработки и эксплуатации.
Для достижения цели в ходе работы решались следующие задачи:
1) Исследование фазового состава, дефектной субструктуры, поверхности разрушения и механических свойств стержневой арматуры номинальным диаметром 12, 14, 16, 20, 22, 25, 32, 40, 50 мм из сталей марок СтЗпс, 18Г2С и 35ГС, подвергнутой принудительному охлаждению с тем-
пературы конца прокатки по режиму прерванной закалки.
2) Создание математической модели расчета температурных полей и
кинетики структурно-фазовых превращений, позволяющей прогнозировать
свойства термически упрочненного проката.
Установление физической природы формирования градиентных структурно-фазовых состояний и механизмов у—»а превращения в различных сечениях арматуры при прерывистой закалке.
Установление связей между структурно-фазовыми состояниями и механическими свойствами термически упрочненной арматуры диаметром 12-50 мм.
Разработка агрегатного и технологического обеспечения процесса термического упрочнения арматуры, его внедрение и установление оптимальных режимов прокатки и охлаждения.
Исследование природы деградации механических свойств и структурно-фазовых состояний арматуры из стали 35ГС при длительной эксплуатации в каркасе фундаментов промышленных зданий и сооружений.
Исследование структурно-фазовых состояний и поверхности разрушения чугунных валков после плазменной обработки и последующей эксплуатации при прокатке арматуры, разработка на этой основе промышленной технологии повышения эксплуатационной стойкости валков.
Научная новизна заключается в том, что:
Впервые методами современного физического материаловедения (в первую очередь растровой и просвечивающей электронной микроскопии) проведены количественные послойные исследования структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры арматуры диаметром 12-50 мм из экономнолегировапных сталей, подвергнутой термическому упрочнению с образованием градиентного строения.
Предложена математическая модель, позволяющая адекватно описывать зоны различного структурно-фазового состава, формирующейся в
прокате при прерывистой закалке арматуры.
Установлена физическая природа и механизмы формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний композита и построены термокинетические траектории охлаждения арматуры.
Впервые исследовано изменение механических свойств, фазового состава, дефектной субструктуры и поверхности разрушения горячекатаной и термоупрочненной арматуры в процессе длительной (до 50 лет) эксплуатации в фундаментах промышленных зданий и сооружений и установлена физическая природа деградации механических свойств и структурно-фазовых состояний.
Впервые проведены количественные исследования фазового состава, структуры, дислокационной субструктуры и свойств в прокатных валках из чугуна марки СШХНФ при плазменной обработке.
Выполнен комплекс исследований структурных и фазовых превращений в плазменно упрочненных чугунных валках при прокатке термически упрочненной арматуры.
Разработаны физико-технические и металловедческие основы формирования структуры и свойств в металлургической системе "стальной прокат-чугунный валок".
Практическая значимость. Совокупность экспериментальных и теоретических результатов исследований позволила:
Разработать и внедрить технологии термического упрочнения арматуры из экономнолегированных сталей и плазменного упрочнения чугунных прокатных валков.
Использовать установленную физическую природу и закономерности формирования и эволюции механических свойств и структурно-фазовых состояний при термическом упрочнении арматуры диаметром 12-50 мм для выбора оптимальных технологических режимов прерванной закалки и повышения эксплуатационных свойств арматуры.
Разработать математическую модель кинетики процесса структу-рообразования при прерывистой закалке стальной арматуры для прогноза структуры, сокращения затрат времени и труда на разработку оптимальных технологических режимов термического упрочнения.
Достичь понимания физической природы деградации механических свойств и структурно-фазовых состояний при длительной эксплуатации горячекатаной и термически упрочнённой арматуры для установления гарантированных сроков безопасного использования её в качестве фундаментных блоков промышленных зданий и сооружений.
Разработать оптимальные технологические режимы эксплуатации плазменно упрочненных чугунных валков.
Экономический эффект от внедрения технологий термического упрочнения в потоке прокатных станов арматуры и плазменного упрочнения чугунных прокатных валков составил 25,3 миллиона рублей, в т.ч. доля автора ~5 млн. рублей.
Научные результаты работы могут быть использованы для развития теории структурно-фазовых превращений в сталях, а основные положения диссертации представляют интерес как учебный материал в курсе лекций по физике конденсированного состояния, физического материаловедения, металловедения и термообработки, обработки металлов давлением.
Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик исследования, адекватностью используемых для расчета физико-математических моделей, надежными корреляциями между экспериментальными данными и результатами, полученными теоретическим путем. Она обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического материаловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.
Положення, выносимые на защиту:
Научно-обоснованные технические и технологические решения термического упрочнения стального арматурного проката и плазменного упрочнения чугунных прокатных валков.
Комплекс экспериментальных результатов исследования формирования и эволюции механических свойств, фазового состава, дефектной субструктуры арматуры диаметром 12, 14, 16, 20, 22, 25, 32, 40 и 50 мм из сталей марок СтЗпс, 18Г2С и 35ГС при термическом упрочнении.
Физическая природа градиентных структурно-фазовых состояний и механизмы у—*а превращения в сечениях стальной арматуры.
Результаты структурно-обоснованного прогноза термокинетических траекторий охлаждения различных слоев арматуры и математическая модель расчета температурных полей при структурообразовании.
Закономерности изменения механических свойств, структурно-фазовых состояний и дислокационной субструктуры арматуры из стали 35ГС при длительной эксплуатации до 50 лет и физическая природа их деградации.
Количественные результаты исследования эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры чугунных валков прокатных станов после плазменного упрочнения и последующей прокатки арматуры.
Технологии термического упрочнения арматуры различного диаметра из экономнолегированных сталей и повышения эксплуатационной стойкости прокатных чугунных валков плазменной обработкой.
Личный вклад автора состоит в научной постановке задач исследования, анализе литературных данных, разработке математической модели и программного продукта, реализующего численный расчет, выполнении металлографических, электронно-микроскопических и других исследований и механических испытаний термически упрочненной арматуры, статистической обработке и анализе полученных результатов, внедрении технологий в производство.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались на следующих научных конференциях и семинарах: Всероссийской научно-практической конференции «Информационные технологии в металлургии», Новокузнецк, 2001; V Международном семинаре им. Лихачева «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2001; Всероссийском семинаре «Бернштейновскне чтения по термомеханической обработке металлических материалов», Москва, 2001; Межгосударственной научно-технической конференции «Современная металлургия начала нового тысячелетия», Липецк, 2001; Всероссийской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2001; Proceeding of the sixth China-Russian International Symposium on new materials and technologies «New Materials and Technologies in 21st Century» Beijing, China, 2001; Международной научно-технической конференции «Научно-технический прогресс в металлургии):. Темнртау, 2001; 5-го Собрания металловедов России, Краснодар, 2001; 8-й Международной конференции «Физико-химические процессы в неорганических материалах», Кемерово, 2001; Всероссийской научно-практической конференции «Инновации в машиностроении», Пенза, 2001; 38-м семинаре «Актуальные проблемы прочности», Санкт-Петербург, 2001; Х-/1 Уральской школе металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов», Уфа, 2002; Всероссийской конференции «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002; XIII Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2002; V Всероссийской научно-практической конференции «Современные технологии в машиностроении», Пенза, 2002; 1-ой Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, 2002; IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2002; Symposium of Croatian metallurgical Society «Materials and Metallurgy», Opatia, Croatia, 2002; XL Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности. Структура и свойства перспек-
тивных металлов и сплавов», Великий Новгород, 2002; 2-d Russia-China School-Seminar «Fundamental Problems and Modern Technologies of Material Science», Barnaul, 2002; I Евразийском симпозиуме по проблемам прочности материалов и машин для регионов холодного климата, Якутск, 2002; International Conference «Science for Materials in the Frontier of Centuries: Advantages and Challenges», Kiev, 2002; VII Международной конференции «Актуальные проблемы материаловедения. Градиентные структурно-фазовые состояния в сталях», Новокузнецк, 2003; XIV Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2003; семинаре «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 2003; III Международной конференции "Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений", Тамбов, 2003; XV Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Тольятти, 2003; VI Международном семинаре "Современные проблемы прочности" им. В.А.Лихачева, Старая Русса. 2003; VI Всероссийской научно-практической конференции "Современные технологии в машиностроении", Пенза, 2003; Международной конференции "Действие электромагнитных полей и тока на пластичность и прочность материалов", Москва, 2003; II Всероссийской конференции молодых ученых "Материаловедение, технологии и экология в Ш тысячелетии", 2003, Томск; V Международной конференции "Электромеханика, электротехнологии и электроматериаловедение", Алушта, 2003; VII Международной школе-семинаре "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах", Барнаул, 2003; XIII Международной конференции "Актуальные проблемы прочности", Калуга, 2004; 5-й Всероссийской конференции и выставке "Изделия и технологии двойного назначения", Москва, 2004; І иІІ Международных школах "Физическое материаловедение", Тольятти, 2004 и 2006; XV и XVI Петербургских чтениях по проблемам прочности, Санкт-Петербург, 2005 и 2006; VI Международной конференции "Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов", Воронеж, 2005; 44-й Меж-
дуиародной конференции "Актуальные проблемы прочности", Вологда, 2005; Международной конференции "Современное материаловедение: достижения и проблемы", Киев, 2005; XIII Республиканской научной конференции аспирантов, Гродно, 2005; XVI Международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов", Самара, 2006; 4 Международной конференции "Фазовые превращения и прочность кристаллов", Черноголовка, 2006; Международной конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 2006.
Публикации. Результаты, изложенные в диссертации, опубликованы в 100 печатных работах в журналах и сборниках, в том числе в двух монографиях. Список публикаций в изданиях, рекомендованных ВАК РФ, включает 40 печатных работ.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести разделов, выводов и приложений. Изложена на 310 страницах, содержит 205 рисунков, 58 таблиц, список литературы из 303 наименований.
Эволюция структурно-фазовых состояний и тонкой субструктуры при обработке металлов давлением
Хорошо известно, что пластическая деформация, как правило, протекает неоднородно. Этот эффект был замечен очень давно и, прежде всего, его связывали с неоднородностью нагружения деформируемого материала [4].
Одна из причин неоднородности деформации заключена во внутренней структуре материала. Частицы вторых фаз, отдельные зерна поликристалла и их группы, фрагменты или блоки мозаичного строения могут сами деформироваться иначе, чем окружающая их среда, и способствовать неоднородности деформации в своей окрестности. Наконец, участки вблизи свободной поверхности, границ зерен и межфазных границ и других структурных особенностей могут быть исходно упрочнены иначе, чем остальной объем или дополнительно упрочняются вследствие аккомодационного скольжения. Вследствие этого возникает локальная неоднородность деформации. По мере развития исследований стало очевидным, что неоднородность пластической деформации может появляться по различным причинам и проявляться в различном масштабе. Локализацию деформации стали изучать в широком интервале масштабов: от образца в целом до отдельной зоны сдвига [5]. К настоящему времени накоплен определенный объем экспериментальных данных, сформулированы некоторые концепции, однако до создания полной картины неоднородности пластической деформации еще далеко [6, 7].
Совершенно очевидно, что исследование неоднородности пластического течения следует проводить на различных структурных уровнях, привязывая результаты и явления к конкретным из них. При этом следует учитывать, что в ходе пластической деформации эволюционирует дефектная структура, возникают и исчезают в объеме деформированного материала различные дефекты и их комплексные образования, меняются параметры структуры сохраняющихся дефектов [6]. Все это происходит с определенным масштабом неоднородности, вызывает локально неоднородное упрочнение или разупрочнение материала и влечет за собой локализацию деформации на различных структурных уровнях. Одновременно эволюция дефектной структуры создает либо уничтожает локальные концентраторы напряжения и источники внутренних полей напряжений. Концентраторы напряжений и внутренние поля также релакси-руют вследствие возникновения локально неоднородных процессов [8].
Одновременно с эволюцией дефектной структуры интенсивная пластическая деформация вызывает фазовые превращения - деформационный мартенсит [9], разрушение дальнего и ближнего порядка [10] частиц вторых фаз [11], образование метастабилъных твердых растворов внедрения [12]. Происходит разрушение одних фаз, возникают неравновесные или метастабильные фазовые состояния, нередко несоответствующие диаграммам равновесия, иногда появляются новые, даже более стабильные, фазы. Фазовые превращения в деформируемом материале протекают на фоне интенсивного взаимодействия атомов компонентов сплава с дефектами кристаллической решетки [13]. Для процессов, протекающих в деформированной стали, особенно важно взаимодействие атомов углерода с дефектами кристаллической решетки [12]. Эти процессы приводят к локальному упрочнению или разупрочению материала, создают концентраторы напряжения и источники внутренних полей напряжений. Естественно, они также являются причиной локализации деформации. Процессы существенно усложняются, если кроме деформирующего воздействия на материал накладывается температура [6, 8], то есть при термомеханической обработке.
В настоящее время внутренне строение материала рассматривается и классифицируется по различным структурным уровням [14]. Следуя сложившимся представлениям [14], в таблице 1.1 выделены четыре основных уровня: макро-, уровень зерна, мезо- и микроуровни. Достаточно сложная структура исследуемых сталей требует введения подуровней, перечень которых также представлен в таблице 1.1.
Каждому подуровню сопоставлен масштаб, т.е. размер области, занятой этим структурным образованием. В исходном состоянии присутствует большинство подуровней за исключением фрагментов, субграниц, наноразмерных частиц карбида железа и отдельных атомов углерода.
Процесс пластической деформации, осуществляемый обработкой металлов давлением (прокатка, волочение, штамповка и др.), заметно отличается по своему характеру от обычной активной деформации, что находит свое отражение в особенностях эволюции структуры, фазового состава и дислокационных субструктур (ДСС) [6, 15, 16].
Для сложнолегированных сталей с ГЦК кристаллической решеткой накопление деформации вследствие увеличения числа проходов вызывает мо нотонное возрастание плотности дислокаций. Наиболее заметное изменение ее от 108 до 1,5-1010 см"2 происходит уже после первого прохода. Последующее деформирование слабо влияет на плотность дислокаций. После трех проходов р « 2,0-1010, а после пяти возрастает примерно до 2,3-1010 см 2, при этом резко меняется характер пространственного распределения дислокаций. Сначала формируется слабо выраженная ячеистая структура с разориенти-ровками, не превышающими 0,1 градуса. Затем на ее фоне в некоторых наиболее благоприятно ориентированных зернах возникают участки фраг-ментированной структуры. Границами фрагментов служат плотные дислокационные образования, стремящиеся занять положение, параллельное направлению прокатки. Часто наблюдаются оборванные границы - линии частичных дисклинаций. После первого прохода доля б-объема, занятого фрагмен-тированной структурой, незначительна и составляет « 5-10%. С увеличением є фрагментированная структура охватывает все больший объем зерен. После третьего прохода 6 достигает 60-70, а после пятого 80-90%. При этом фрагментированная структура становится совершенней, число оборванных границ в ней уменьшается. Дислокационное строение границ упорядочивается. Более отчетливо проявляется вытянутость фрагментов вдоль направления прокатки [6].
Для перлитной стали определяющую роль в формировании ДСС играет наблюдавшаяся пространственная неоднородность протекания процессов фрагментации [17]. Она является источником внутренних напряжений, ориентирующих образующиеся дислокации в пространстве. Анализ работы [18] по деформации углеродистых сталей с перлитной структурой показывает, что при прокатке со степенью обжатия до 50% на ранних стадиях в ферритной составляющей формируется субзеренная структура, а при є 40% происходит растворение цементита с преимущественным выносом углерода вблизи пла-нарных дефектов в цементите и дислокационных субграниц в феррите
Методики исследования просвечивающей электронной микроскопии
Представленные графики изменения глубины износа неупрочненных калибров показывают зависимость, близкую к линейной, что свидетельствует об однородности валкового материала. Аналогичные зависимости, полученные на калибрах после упрочнения, имеют вид парабол.
Кроме технических решений в патенте [173] предлагается схема микроплазменного упрочнения калибра прокатных валков, которая заключается в термической обработке ручьев по спиральной линии в определенной последовательности. Упрочнение по заявляемому способу приводит к симметричному распределению сил взаимодействия между прокатываемым металлом и поверхностью ручья. Увеличение наработки на упрочненный по новому способу калибр, по сравнению с типовой закалкой, составляет 1,3-1,5 раза: с 380-433 до 571-578 тонн на калибр.
Высокоэнергетическая электронно-лучевая обработка (ЭЛО) используется для упрочнения сталей и сплавов [147, 174, 175]. Этот способ получил название радиационно-термической обработки (РТО) [175, 176]. В зависимости от параметров обработки (мощность на единицу пятна, коэффициент сосредоточенности, скорость сканирования луча) и теплофизических характеристик обрабатываемого металла температура приповерхностных слоев существенно изменяется и, как следствие высоких градиентов температурных полей, возникают значительные термоупругие напряжения, величина которых может достигать порога пластической деформации и даже предела образования трещин.
Варьируя мощность излучения, диаметр электронного пучка и скорость его сканирования, можно в широких пределах изменять структурное состояние и механические свойства приповерхностных слоев. В рамках модели объемного теплового источника проведены аналитические расчеты температурных полей и полей термоупругих напряжений [177], возникающих в металлах при электронно-лучевой обработке. При воздействии неподвижным электронным пучком (стационарный режим ЭЛО) в центральной зоне пятна облучения возникают сжимающие напряжения. Максимальные напряжения в центре очага воздействия обратно пропорциональны эффективной глубине пробега электронов и скорости сканирования пучка.
Работа [178] посвящена теоретическому исследованию структурных превращений в графитизированной стали и чугуне при ЭЛО: описана кинетика растворения графитных включений, проанализированы особенности формирования мартенсита. Анализ структурно-фазовых превращений показал, что при ЭДО происходит растворение существующих графитных включений. Высокие скорости нагрева и охлаждения приводят к сохранению концентрационной неоднородности распределения углерода, при этом вблизи поверхности возможно полное растворение графитных включений и образование дисперсной мартен-ситной структуры. Делается вывод, что при РТО графитизированных сталей и чугунов возможно формирование структур с локальными участками эвтектики и фазонаклепанного аустенита. Объемные доли и степень дисперсности образовавшихся структур можно контролировать параметрами технологии.
Применение РТО для повышения стойкости валков из чугуна с шаровидным графитом показано в работе [179]. Структурные изменения при такой об 59 работке обеспечили увеличение в 2-а раза твердости и в 4-е раза прочности и вязкости чугунных валков исполнения СШХН-48. При этом на рабочей поверхности залечиваются микротрещины разгара глубиной до 4 и шириной до 2 мм.
Перспективы упрочнения прокатных валков в ОАО "ЗСМК" Широкий перечень типоразмеров валков, применяемых на комбинате для произюдства сортового проката, предопределяет применение методов поверхностного упрочнения. Требования к структуре и толщине упрочненного слоя, по причине различных условий работы калибров, могут отличаться не только для разных типов валков, но и для клетей одной группы стана.
Технологические параметры применяемых в настоящее время способов упрочнения и возможные типы прокатных валков представлены в таблице 1.4.
Метод обработки Диаметр сопла, мм Скоростьобработки,см/с Ток, А Глубина упроченного слоя, мм Тип упрочняемых валков Плазменная обработка дугой прямого действия 6-8 3-5 80-120 0,5-1,0 Горизонтальные и вертикальные валки универсальных клетей стана 450 для прокатки уголка и швелера Плазменная обработка дугой косвенного действия 8-12 1-2 100-200 ДоЗ Валки предчистовых и чистовых клетей мелкосортных станов для прокатки арматуры Микроплазменная обработка 1-4 4-6 16-60 0,1-0,7 Горизонтальные и вертикальные валки универсальных клетей стана 450, Электронно-лучевая бработка 8-10 0,3-0,5 10 3 доЗ Валки предчистовых и чистовых клетей мелкосортных станов, вертикальные валки универсальных клетей стана 450
Процессы плазменного упрочнения дугой прямого действия и микроплазменной обработкой, по причине физики процесса, а именно замыкания электрической дуги на поверхность валка при формировании рабочей электрической цепи, реализуются стабильно только с оплавлением обрабатываемой поверхности.
Поэтому поверхностную закалку калибров арматурных валков необходимо осуществлять плазменной обработкой дугой косвенного действия в режиме без оплавления. Кроме того, необходимо применять поправку на теплофизические процессы нагрева и охлаждения кромки поперечных ребер калибра, значительно отличающихся от процессов для овальной поверхности и, по причине различной скорости охлаждения этих участков, возможно локальное оплавление кромок.
Несмотря на эффективность обработки чугунных валков электроннолучевым способом путем формирования закаленного слоя значительной (до 5 мм) толщины, применение его ограниченно размерами валков и относительной стационарностью электронных пушек, т.е. в настоящее время разработаны установки с перемещением пушек в плоскости. Поэтому перспективньм может быть применение способа ЭЛУ для валков с овалъньми калибрами чистовой и предчистовой групп мелкосортных станов, где целесообразно повышение стойкости валков на 100%, т.к. перевалка клетей осуществляется, как правило, через сутки.
Металлографические исследования градиентной структуры
В центральном объеме диаметром до -6 мм формируется структура перлита пластинчатого (объемная доля -18%), феррита (-52%) и квазиперлита. В зернах феррита выявлены ячеисто-сетчатая и фрагментированная дислокационная субструктуры. Частицы карбидной фазы наблюдаются в виде протяженных пластин и дисперсных образований округлой формы, которые располагаются по границам ячеек и фрагментов.
Структура слоя на глубине 3 мм от поверхности охлаждения состоит из пластинчатого феррита (объемная доля Pv 63%) и зерен феррита (-20%), обнаруживаются области пластинчатого псевдоперлита (-7%) и пакетного мартенсита (-10%). Разнообразна морфология карбидной фазы. В зернах феррита по границам ячеистой субструктуры располагаются частицы округлой формы. В феррите пластинчатой морфологии карбиды имеют игольчатую или глобулярную форму, расположены вдоль границ пластин и зерен феррита. Можно предположить, что в процессе термического упрочнения реализуются сдвиговой и диффузионный механизмы у = а превращения.
Слой на глубине -2 мм от поверхности стержня представлен следующим набором структур: феррит пластинчатой морфологии (Pv -68%); феррит зеренной морфологии (Pv-I8%) и квазиперлит (Pv 14%). Все структурные составляющие содержат частицы карбидной фазы: в зернах феррита округлой формы; в зернах псевдоперлита пластинчатой формы, в пластинах феррита в виде тонких прослоек по границам кристаллов.
Отличным от предыдущего объема стержня элементом структуры являются зерна рекристаллизации, средний размер которых составляет 0,8 мкм. Можно выделить два механизма формирования центров рекристаллизации. Основной из них связан с зарождением и ростом зародышей новых зерен в стыках пластин феррита, образовавшихся по сдвиговому механизму и имеющий высокие степень дефектности и уровень кривизны-кручения кристаллической решетки а-фазы. Более редким механизмом формирования центров рекристаллизации является механизм рассыпания границ кристаллов, по-видимому, пакетного мартенсита.
Структура объема на расстоянии -0,5-1 мм от поверхности представлена двумя морфологически различными видами - образованиями зеренного и пластинчатого типа. Основным из них являются образования феррита пластинчатой морфологии - Pv -53%, остальное - феррит зеренного или субзе-ренного типа. К структуре зеренного типа относится зерна псевдоперлита (Ру -6%); зерна с грубыми выделения частиц цементита, сформировавшимися, по-видимому, в результате разрушения структуры бейнитного типа; зерна с наноразмерными выделения частиц цементита, расположенными на дислокациях и зерна, свободные от выделений цементита. По всей видимости данные зерна образовались в результате протекания процесса рекристаллизации.
Структура феррита пластинчатой морфологии включает в себя пакетный мартенсит, в котором частицы цементита располагаются исключительно вдоль границ кристаллов и крупные, расположенные квазипараллельно друг другу кристаллы, сформировавшиеся, по всей видимости, по бейнитному механизму. В данном случае частицы цементита располагаются как в объеме кристаллов феррита, так и по их границам. Как и в предыдущем объеме, в пластинчатом феррите протекают процессы рекристаллизации путем зарождения и роста центров и путем рассыпания границ кристаллов феррита.
Структура приповерхностной области представлена пакетным мартенситом, находящимся в отпущенном состоянии. Отпуск мартенсита привел к релаксации дислокационной субструктуры; величина скалярной плотности дислокаций составляет -4,8-10 см (в закаленном состоянии величина скалярной плотности дислокаций в кристаллах пакетного мартенсита составляет
Одновременно со снижением скалярной плотности дислокаций отпуск стали сопровождается распадом пересыщенного твердого раствора углерода в кристаллической решетке железа. В результате последнего в структуре пакетного мартенсита фиксируется образование частиц цементита. Преимущественным местом расположения частиц являются границы раздела кристаллов. Несмотря на высокую плотность дефектов кристаллической структуры, процессы рекристаллизации в приповерхностном слое прутка арматуры не фиксируются. Последнее может быть обусловлено низкой температурой повторного нагрева и малым временем данного нагрева.
Структура поверхностного слоя стержня обоих диаметров формируется в результате сдвигового (мартенситного) полиморфного у= а превращения [206]. Образующийся мартенсит по морфологическому признаку относится к пакетному (рисунок 3.20а, б), в единичных случаях обнаруживаются кристаллы пластинчатого высокотемпературного мартенсита, средние поперечные размеры которых в несколько (4-5) раз больше размеров кристаллов пакетного мартенсита. Мартен ситная структура находится в состоянии отпуска, на что указывают: высокая плотность частиц карбидной фазы, расположенных в объеме и по границам кристаллов мартенсита (рисунок 3.206, в); пониженная величина скалярной плотности дислокаций; незначительная линейная плотность изгибных экстинкционных контуров, характеризующая степень кривизны- кручения кристаллической решетки стали (амплитуду дальнодейст-вующих полей напряжений); начальная стадия процесса рекристаллизации, заключающегося в формировании центров рекристаллизации в основном по механизму парной коалесценции кристаллов мартенсита (рисунок 3.20д).
Резкое снижение микротвердости на границе поверхностный -переходный слои обусловлено разрушением кристаллов мартенсита путем рассыпания малоугловых границ под действием тепла внутренних объемов стержня (рисунок 3.21а) и формированием структур продуктами у= а превращения, протекающего по смешанному (диффузионный + сдвиговой) и диффузионному механизмам. В первом случае формируется структура бейнита (рисунок 3.216), во втором - феррито-карбидная смесь, представляющая собой ферритные зерна, содержащие частицы цементита (рисунок 3.21 в, г). В отдельных случаях удается обнаружить зерна псевдоперлита (рисунок 3.21е). а-в - светлопольные изображения; г, е - темные поля, полученные в рефлексах [201]Fe3C и [121]РезС; д, ж - микроэлектронограммы к (г) и (е), соответственно. Стрелками указаны рефлексы темных полей
Структуры первого переходного слоя арматуры диаметров 20 и 25 мм Второй переходный слой характеризуется высокими значениями микротвердости. Здесь выявили формирование кристаллов пакетного мартенсита (рисунок 3.22а) и бейнита (рисунок 3.226), зерен феррита, содержащих частицы цементита различной морфологии и размеров (рисунок 3.22в, г).
Под действием остаточного тепла центрального объема прутка структура данного слоя претерпела отпуск, что выразилось в разрушении границ кристаллов мартенсита и нижнего бейнита (рисунок 3.23а, б), коагуляции частиц цементита (рисунок 3.23в, г), формировании центров рекристаллизации. Содержание структур, формирующих второй переходный слой, заметным образом изменяется: по мере удаления к центру снижается объемная доля структур пластинчатой морфологии и увеличивается степень их отпуска.
Оборудование для ведения процесса упрочнения арматуры
Проектом не предусматривалась возможность ведения процесса термического упрочнения в линии среднесортного стана 450. Поэтому при внедрении данной технологии существенным фактором являлось ограниченность производственных площадей чистовыми клетями и холодильником.
Проведены оптимизация схемы калибровки (таблицы 2.6 и 2.9), переход на раскрой заготовки 130-ти тонными ножницами, другие технические мероприятия. Все это позволило исключить из линии стана часть технологического оборудования и освободить площади для размещения установок.
На основе результатов модельных представлений процессов теплоот-вода и структурообразования в стали 18Г2С, рассмотренных в предыдущей главе, была разработана, изготовлена и запатентована [220] установка термического упрочнения (УТУ) арматуры диаметром 32 и 36 мм, обеспечивающая теплоотвод за счет встречного движения потока воды. Она представляет собой, расположенные после 14-й клети последовательно по ходу прокатки, 3-й охлаждающие секции (рисунок 4.37).
Первая секция включает прямоточную нагнетающую форсунку, охлаждающую камеру и отсечную противоточную форсунку. Вторая секция имеет только одну камеру отвода отработанной воды. В третьей секции, между камерой отвода и отсекающим соплом, установлена противоточная камера охлаждения. Между первой и второй секциями расположена камера промежуточного отогрева. В конце установки размещено отсекающее сопло. Конструктивные возможности секций, варьирование скоростью и температурой прокатки обеспечивают эффективное упрочнение.
Конструктивной особенностью установки является наличие в нагнетающих соплах регулируемых кольцевых зазоров, при помощи которых можно выбрать оптимальную толщину струи охладителя. Кольцевые зазоры исполнены по возрастанию диаметров, что обеспечивает беспрепятственный проход раскатов. Это позволяет максимально использовать имеющуюся длину трассы и вести процесс охлаждения с оптимально возможными скоростями.
Общая длина УТУ составила 22 м, диаметр проходного сечения камер охлаждения - 82 мм. Подача воды регулируется давлением на подводах к соплам, которое достигает 2 МПа. Время охлаждения раскатов регулируется темпом прокатки и для промышленных скоростей приведено в таблице 4.6.
Разработка УТУ для арматуры диаметром 40 мм происходила по аналогичной методике. Обеспечение свойств при увеличении диаметра потребовало увеличения длительности стадии прерывистой закалки. С этой целью длина УТУ была увеличена на -12 м за счет размещения после 12-й клети дополнительной охлаждающей секции и второй камеры промежуточного отогрева.
Принципиальная схема установки показана на рисунке 4.38. Она состоит из 4-х охлаждающих секций СІ- С4 и двух разрывов между ними. Регулировка охлаждения раскатов осуществляется изменением давления на подводах к нагнетающим форсункам от 0 до 18 атм. Исключение выбросов воды обеспечивается за счет регулирования давления на подводах к противоточным форсункам.
Разработка У ТУ для арматуры диаметром 50 мм происходила по аналогичной методике. Была разработана и изготовлена установка принципиально новой конструкции, принципиальная схема которой приведена на рисунке 4.39. Она имеет длину 38 м, расположена после 11-й клети и состоит из 6-ти охлаждающих секций. Длины 1, 3 и 5-ой составляет 4 м, второй и четвертой - 4,5 м, последней - 9 м. Расположенные между секциями камеры промежуточного отогрева 7 и 8 имеют длину 3,5 и 4,5 м соответственно. Все это обеспечило возможность изменения давления воды по участкам и гибкого регулирования скорости теплоотвода.
Прокатка опытной арматуры №№32 и 36 осуществлялась со скоростью 8,5 м/с, а прерывистая закалка предусматривала два цикла охлаждения длительностью 0,6 и 1,7 с и промежуточный отогрев в течение 0,24 с. Полученные результаты представлены в таблицах 4.8 и 4.9. Видно, что химический состав и механические свойства соответствуют заявленным требованиям.
Технология термического упрочнения арматуры №40 предусматривает прокатку со скоростью 7 м/с, три цикла принудительного охлаждения длительностью 0,7—»0,7—»2,1 с и два промежуточных отогрева длительностью 1,0 и 0,5 с. Химический состав, некоторые параметры технологии и результаты механических испытаний опытных партий арматуры представлены в таблицах 4.10 и 4.11. Видно, что оптимальные свойства достигаются при упрочнении по режиму 2. Опытная арматура характеризуется стабильностью прочностных свойств по длине раскатов, что говорит о незначительном ускорении стержней потоком воды после освобождения из чистовой клети (таблица 4.12).
Исследования проводили на термически упрочненных стержнях диаметром 40 мм с толщиной поверхностного и переходного слоев 3 и 4,5 мм. Для исследования вклада отдельных структурных слоев в общий уровень прочности стержни испытывались на растяжение после механического удаления: 1) ребер жесткости, 2) поверхностного слоя, 3) переходного слоя.
Прочностные характеристики слоев определяли исходя из условия, что усилие разрыва целого стержня равно сумме усилий, необходимых для разрыва каждого отдельного слоя. Последовательность обработки и диаграммы растяжения для арматуры диаметром 40 мм приведены на рисунке 4.47. Видно, что удаление ребер жесткости не влияет на временное сопротивление и предел текучести арматуры. На диаграмме растяжения круглого стержня (рисунок 4.47а) присутствуют все три стадии деформационного упрочнения, длина площадки текучести составляет 1,8%.
Снятие поверхностного слоя уменьшает предел текучести с 540 до 480 МПа и увеличивает длину площадки текучести с 1,8 до -2,5% (рисунок 4.476). После удаления переходного структурного слоя прочностные характеристики уменьшились (предел текучести на 60 МПа), а пластические увеличились.
