Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса 15
1.1. Состояние производства быстрорежущих сталей 15
1.1.1. Общая характеристика быстрорежущих сталей, их типы, и потребление 15
1.1.2. Современное состояние металлургического производства быстрорежущих сталей 19
1.1.3. Особенности кристаллизации быстрорежущих сталей в зависимости от их состава и скорости охлаждения 21
1.1.4. Основные свойства быстрорежущих сталей 28
1.2. Соaвременное состояние проблемы производства графитизируемых сталей 31
1.2.1. Закономерности процесса графитообразования при кристаллизации графитизируемых сталей и чугунов 32
1.2.2. Составы и свойства графитизируемыхсталей 34
1.3. Современные методы поверхностного упрочнения металлических материалов 43
Глава 2. Материалы, исследованные в работе, и методы изучения их структуры и свойств 52
2.1, Выплавка материалов и подготовка образцов к
исследованию 52
2.2, Методы исследования структуры и фазового состава выбранных материалов 54
2.3, Методы испытания механических свойств 61
Глава 3. Разработка методов импульсно - непрерывной кристаллизации труднодеформируемых быстрорежущих, графитизированных сталей и чугунов 63
3.1, Отработка на экспериментальных слитках схем импульсно непрерывной кристаллизации быстрорежущей стали Р6М5, графитизируемых сталей и чугунов 65
3.2. Исследование влияния монотонного охлаждения с высокими скоростями на структуру и свойства закаленных из расплава лент быстрорежущей и графитизированной сталей 92
3.2.1. Структура и свойства закаленной из расплава ленты стали Р6М5...94
3.2.2. Структура быстрозакаленного стержня стали Р6М5 106
3.2.3. Структура закаленной из жидкости ленты графитизируемой стали 111
Глава 4, Исследование структуры и свойств графитизируемых сталей, разлитых по методу импульсно непрерывной кристаллизации (ИНКО) .119
4.1, Влияние условий охлаждения на фазовый состав и структуру графитизируемой стали 119
4.2. Исследование влияния температуры закалки на структуру и свойства графитизируемой стали и выбор приемлемых режимов термообработки 129
Глава 5. Разработка основ технологии непрерывной разливки быстрорежущей стали Р6М5 на криволинейной МНЛЗ 150
5.1. Отработка технологических параметров разливки стали Р6М5 по методу «ИНКО - ЛКТО» в промышленных условиях 152
5.2. Исследование макроструктуры непрерывнолитых заготовок быстрорежущей стали Р6М5 160
5.3. Формирование микроструктуры, фазового состава по сечению непрерывнолитых заготовок и распределение карбидообразующих элементов в структурных составляющих быстрорежущей стали Р6М5...168
5.4. Технологическая пластичность быстрорежущей стали Р6М5, полученной методом непрерывной разливки 185
Глава 6. Производство опытно - промышленной партии горячекатаного листа и сортового проката из непрерывнолитой быстрорежущей стали Р6М5 и исследование структуры и свойств 195
6.1. Технологические схемы получения горячекатаного листа и сортового проката, структура и свойства непрерывнолитых заготовок и кованых слитков 196
6.2. Исследование влияния термических обработок на структуру и свойства горячекатаных листов и сортовых заготовок стали Р6М5 207
6.3. Технико - экономический анализ применения новых методов непрерывной разливки быстрорежущей стали в сравнении с традиционной технологией 221
Глава 7. Радиационно - термическая обработка доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей и чугуна электронами высоких энергий 227
7.1. Радиационно-термоциклическая обработка малоуглеродистой стали 228
7.2. Радиационно - термическая обработка заэвтектоидных графитизируемых сталей 245
7.3. Модифицирование структуры и свойств поверхностного слоя серого чугуна под воздействием высокоэнергетического пучка электронов 262
Глава 8. Разработка ресурсосберегающей технологии радиационно термического упрочнения валков холодной прокатки 279
Выводы по работе 302
Список использованной литературы 308
Приложения 329
- Соaвременное состояние проблемы производства графитизируемых сталей
- Методы исследования структуры и фазового состава выбранных материалов
- Исследование влияния монотонного охлаждения с высокими скоростями на структуру и свойства закаленных из расплава лент быстрорежущей и графитизированной сталей
- Исследование влияния температуры закалки на структуру и свойства графитизируемой стали и выбор приемлемых режимов термообработки
Введение к работе
В число актуальных проблем, стоящих перед современной металлургией, на первый план выдвигается задача обеспечения промышленности материалами, обладающими комплексом требуемых механических свойств в сочетании с высокой их технологичностью. Металлурги, например, пытаются решать их за счет широкого использования усовершенствованных технологий непрерывной разливки.
В то же время, имеется большая группа сталей, непрерывная разливка которых до настоящего времени считалась невозможной из-за их низкой технологической пластичности. К числу таких сталей относятся быстрорежущие, высокохромистые штамповые, графитизируемые кремнистые и ряд других.
Решение проблемы непрерывной разливки этих сталей невозможно без исследований закономерностей формирования структуры и свойств, начиная со стадии кристаллизации.
Не случайно, на 3-й Европейской конференции по непрерывной разливке [9], в числе первоочередных направлений научных работ в 21 веке отмечены разработки в области фундаментальных исследований кристаллизационных процессов, а также разработка новых подходов к разливке труднодеформируемых сталей с широким интервалом температур кристаллизации. К их числу относятся исследуемые в нашей работе быстрорежущие и графитизируемые стали.
В настоящее время производство быстрорежущих сталей осуществляется путем монотонного охлаждения металла в изложницах. В результате в слитках формируется грубая структура, содержащая эвтектические составляющие, резко снижающие пластичность. Кроме того, их фазовый состав также отрицательно сказывается на пластичности, что делает невозможной непрерывную разливку металла. Именно поэтому
7 дальнейшая переработка слитков на сортамент предусматривает обязательную операцию ковки.
К другой группе сталей с низкой технологической пластичностью относятся графитизируемые стали. При традиционно используемой технологии монотонного охлаждения отливок низкая технологическая пластичность этих сталей связана с грубыми коралловидными и хлопьевидными формами графитных включений и их неоднородным распределением по сечению отливок. Для обеспечения сочетания высоких свойств таких сталей требуется сформировать структуру с дисперсными частицами графита шаровидной формы. В практике использования графитизированных сталей подобные структуры формируются либо длительными отжигами, либо прецизионной деформационно-термической обработкой.
Отмеченные сложности производства труднодеформируемых сталей обусловлены тем, что не разработаны эффективные способы воздействия на литую структуру, являющуюся основой ее наследственного влияния на свойства при всех последующих переделах [12]. Решение проблемы управления литой структурой следовало искать на пути разработки принципиально новых методов воздействия на процесс кристаллизации разливаемого металла.
Не менее актуальной задачей для современного металловедения является и изыскание различных путей повышения свойств материалов за счет модифицирования структуры не всего объема, а лишь их поверхностных слоев. Для этих целей широко используются различные методы химико-термической обработки, воздействие токами высокой частоты, лазерными, плазменными и др. способами.
Одним из эффективных способов модифицирования структуры и свойств поверхностных слоев материалов является метод радиационно-термической обработки (РТО), то есть облучение потоком высокоэнергетических электронов.
Следует подчеркнуть, что если для машиностроения указанные способы разрабатываются с целью повышения свойств готовых изделий, то для металлургической промышленности эта проблема актуальна в связи с необходимостью повышения комплекса свойств обрабатывающего оборудования (валков станов горячей и холодной прокатки, проводок и фильер проволочных станов, штампового инструмента).
Прогнозировать изменения в поведении оборудования при эксплуатации после его радиационно - термического облучения и оценить ресурс работы было невозможно без исследования структуры и свойств [13]. Поэтому постановка и проведение исследований по данной проблеме представлялись актуальными и вполне обоснованными.
Цель работы: Комплексное изучение закономерностей формирования структуры и свойств бысторежущих, графитизируемых, хромистых, низкоуглеродистых сталей и чугунов при различных условиях охлаждения и радиационно-термического облучения, а также разработка на их основе новых технологий непрерывной разливки и упрочнения труднодеформируемых материалов.
Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:
На основе нового подхода к условиям формирования литых структур, связанного с заменой монотонного охлаждения слитков на импульсно - непрерывный, разработать метод его реализации.
На модельных слитках провести исследования структуры и свойств отобранных групп сталей и чугуна и, тем самым, определить параметры, обеспечивающие повышение их технологической пластичности.
С использованием установленных на модельных слитках связей скоростей теплоотвода при импульсно - непрерывной кристаллизации с характеристиками формирующейся структуры, влияющими на технологическую пластичность, приступить к
разработке в промышленных условиях технологии непрерывной
разливки быстрорежущей стали Р6М5, а также деформационно-
термических режимов производства требуемого сортамента из
непрерывнолитой стали.
4. Для выяснения возможностей расширения применимости принципов
немонотонного импульсного охлаждения, как способа воздействия на литую структуру, исследовать другие подходы к условиям кристаллизации с более высокими скоростями, в частности, методы циклической радиационно - термической обработки поверхности.
Научная новизна работы.
1. Разработаны новые методы импульсно-непрерывной кристаллизации
отливок («ИНКО») и литейно кристаллизационных термообработок
(«ЛКТО»), в которых вместо традиционного монотонного охлаждения
слитков применяется чередование периодов охлаждений и отогревов.
Методы опробованы на примерах кристаллизации быстрорежущей стали
Р6М5, высокоуглеродистой графитизированной стали и серых чугунов. Во
всех случаях установлено, что он позволяет существенно диспергировать
литую структуру и сделать ее более однородной. Методы не имеют аналогов
в России и за рубежом. Новизна и приоритет методов защищены патентами
Российской Федерации № 2101129 и № 2159291.
2. Получены новые данные о закономерностях формирования
морфологии и дисперсности карбидных фаз, графитных включений и
различных матричных структур, образующихся при кристаллизации
исследуемых сталей и чугунов как в широком диапазоне скоростей
монотонного охлаждения (от 1 до 104—106 С/с), так и в процессе импульсно
- непрерывной кристаллизации.
В графитизируемой стали, закристаллизованной по методу «ИНКО», достигнуто получение в литой структуре однородного распределения
10 мелкого шаровидного графита, в то время как при других способах кристаллизации подобная структура формируется только после сложных деформационно-термических обработок и длительных отжигов.
3. Сопоставлением структур с механическими свойствами (твердость,
ударная вязкость), а также фрактографическими данными доказано, что
метод «ИНКО» позволяет повышать технологическую пластичность
быстрорежущей и графитизируемой сталей до уровня, обеспечивающего их
деформируемость без растрескивания.
4. Разработана промышленная технология разливки
труднодеформируемой стали Р6М5 на МНЛЗ ОАО «Серп и Молот».
Исследованиями структуры и свойств, а также самой непрерывной разливкой
стали Р6М5 показано, что ее технологическая пластичность выше, чем у
стали, получаемой по традиционной технологии. Новая технология
защищена патентом Российской Федерации № 2159291, приоритет от 20. И.
2000 г.
5. Повышение технологической пластичности промышленных
заготовок стали Р6М5, полученных по методу «ИНКО - ЛКТО»,
подтверждается, прежде всего, фактом ее непрерывной разливки на МНЛЗ
без растрескивания при высоких степенях деформации на участках загиба и
разгиба.
Технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5, оцениваемая по ударной вязкости, возрастает в 2 - 2, 5 раза по сравнению со сталью, получаемой по стандартной технологии (ак увеличивается от 0,1 до 0,27 МДж/м2). Разрушение происходит по вязко - хрупкому механизму, причем доля вязкой составляющей достигает 30 %.
Повышенная технологическая пластичность непрерывнолитой стали Р6М5 позволяет подвергать ее дальнейшим деформационным переделам без предварительной операции ковки, обязательной при стандартной технологии.
Проведенные исследования температурной зависимости ударной вязкости показали, что в области температур 900—1100С данная
характеристика для непрерывнолитой стали Р6М5 не уступает значениям стали кованого стандартного слитка.
Разработаны новые методы радиационно-термического упрочнения изделий из сталей и чугунов, благодаря которым повышается износостойкость деформирующего оборудования металлургических заводов (валков холодной прокатки, проводок волочильных станов и др.) и улучшается качество листов и лент, получаемых с использованием данного оборудования. Новизна указанных методов подтверждена авторскими свидетельствами: а. с. № 1150954, приор, от 10.11.1984 г., а. с. № 1170787, приор, от 01.04.1985 г., и а. с. № 1774661, приор, от 08.07.1992 г.
Показано, что модифицированная циклическими радиационно -термическими обработками (РТО) структура малоуглеродистой и графитизированных сталей по своему характеру во многом сходна со структурой, формирующейся при кристаллизации по методу ИНКО. Для ИНКО и для радиационнно - термической обработки (РТО) характерны измельчение зерна, более однородное распределение высокодисперсных карбидных и графитных фаз. Отличительной особенностью структур после РТО является образование высокой концентрации радиационно-термических дефектов (вакансий, дислокаций), зафиксированных прямыми измерениями методами аннигиляции позитронов и электронной микроскопией.
8. Разработана новая технология радиационно-термического
упрочнения изношенных и новых валков холодной прокатки, позволяющая в
1,5 и 2 раза увеличить их стойкость по сравнению с валками, закаленными
ТВЧ. Новизна и эффективность технологии защищены а. с. № 1702697 от
02.10.1989 г. и патентом Российской Федерации № 20778144, приоритет от
04.11.1995 г.
Достоверность результатов и сделанных выводов обеспечиваются:
использованием комплекса современных методов исследования структуры: (металлографии с компьютерным анализом
12 металлографических изображений, рентгенографии, электронной микроскопии, ядерного гамма - резонанса и метода аннигиляции позитронов);
согласованностью результатов лабораторных и промышленных экспериментов;
повышением технологической пластичности быстрорежущей стали Р6М5 и успешной реализацией непрерывной разливки стали на МНЛЗ криволинейного типа с использованием метода импульсно-непрерывной кристаллизации;
качеством промышленно - произведенной продукции в виде горячекатаных листов из непрерывнолитой стали Р6М5;
успешной реализацией разработанных методов радиационно -термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов (валков станов холодной прокатки, проводок волочильных станов), а также повышением качества продукции, изготовляемой с применением такого оборудования.
Практическая значимость и экономическая эффективность работы заключаются:
в разработке технологии непрерывной разливки труднодеформируемой быстрорежущей стали Р6М5, основанной на методе «ИНКО-ЛКТО», которая позволяет исключить операцию ковки, обязательную для стандартной разливки быстрорежущей стали в изложницы. Это создает возможность реализации сквозной технологической цепочки от стадии разливки до получения задаваемого сортамента, исключающей повторные нагревы. Новая технология позволяет уменьшить число технологических операций с 18 до 5 при получении листа и сортамента, сократить продолжительность цикла производства на 30 %, повысить выход годного металла на 25 %, и более чем на 30 % снизить себестоимость стали, а также создает
13 возможность непрерывной разливки других марок сталей, которые прежде не разливались.
В успешной реализации разработанных методов радиационно. -термических облучений при обработке промышленного оборудования из сталей и чугунов, увеличивая срок службы валков холодной прокатки в 1,5 и 2 раза, а проводок из чугуна в 2,5 - 5раз и повышая качество продукции прокатного и волочильного производства.
В работе решена важная народно - хозяйственная задача обеспечения металлургической промышленности новыми конкурентноспособными технологиями непрерывной разливки и радиационно - термической обработки сталей и сплавов, снижающими энергетические затраты и повышающие производительность труда и качество продукции.
Новизна, экономическая эффективность и конкурентоспособность новой технологии непрерывной разливки на международной арене подтверждена присуждением двух Золотых медалей на выставках: 5-м международном салоне промышленной собственности «Архимед» в 2002 г. и 11-й международной специализированной выставке «Металл-Экспо - 2005». Технология радиационно - термического упрочнения валков холодной прокатки отмечена бронзовой медалью ВДНХ СССР.
На защиту выносятся:
-Закономерности формирования структуры и свойств быстрорежущих и графитизируемых сталей при кристаллизации в условиях монотонного охлаждения с различными скоростями и при импульсно - непрерывном охлаждении.
Новые методы импульсно - непрерывной кристаллизации различных сталей и чугунов.
Новая технология непрерывной разливки на МНЛЗ криволинейного типа быстрорежущей стали Р6М5.
Результаты исследования структуры и свойств после
14 деформационно-термических режимов производства листа и сортамента из непрерывнолитой стали Р6М5.
- Новые методы радиационно-термического упрочнения сталей и
чугунов, приводящие к повышению износостойкости оборудования,
используемого для деформации сталей и сплавов.
- Совокупность экспериментальных результатов комплексного
исследования изменений структуры и механизмов упрочнения сталей и
чугунов, вызванных воздействием циклических радиационно-термических
обработок. Технологические рекомендации по режимам упрочнения
различных промышленных изделий (проводок волочильных станов,
подкладок-скреплений для железнодорожного транспорта).
- Ресурсосберегающая технология повышения износостойкости валков
холодной прокатки методом их циклического радиационно-термического
облучения электронным пучком.
Соaвременное состояние проблемы производства графитизируемых сталей
Как уже отмечалось во введении, имеющиеся научно - технические разработки показывают, что одним из эффективных путей создания сталей с высоким комплексом механических свойств является использование эффекта графитизации, позволяющего сочетать в одном материале положительные характеристики сталей и чугунов. Однако, несмотря на внимание исследователей к вопросам формирования структуры и свойств графитизированных сталей, выявить условия, необходимые для выделения дисперсных включений в процессе разливки и затвердевания, до настоящего времени не удавалось. Во многом это связано с тем, что не были разработаны эффективные методы воздействия на качество литого металла, наследственно сказывающегося на всех этапах его производства вплоть до получения конечного изделия. Вследствие этого резервы таких материалов следует считать еще не исчерпанными. Воздействие на процесс структурообразования, начиная со стадии первичной кристаллизации, может обеспечить применение разрабатываемых в последнее время альтернативных методов литья.
Начиная с 30 - годов прошлого века и до настоящего времени ученые разных стран мира ведут поиски новых составов и способов обработки графитизируемых сталей с целью удешевления процесса графитизации и расширения возможных областей их применения в промышленности. Современные представления о процессах формирования структуры и свойств графитизированных сталей и чугунов неразрывно связаны с работами Г.Ф. Баландина, И. П. Богачева, К. П. Бунина, К. П. Ващенко и других отечественных металловедов. Краткое обобщение сложившихся представлений о влиянии физических и технологических факторов на структуру и свойства указанных материалов - графитизированных сталей, приведено в работах [35,36].
Известно, что при производстве отливок кристаллизация является самым ответственным технологическим процессом. Во время последующего охлаждения до комнатной температуры происходит лишь частичное изменение структуры и свойств.
Теоретические обобщения сложившихся представлений о природе процессов структурообразования в графитизированных сталях и чугунах и о методах воздействия на структуру изложены в монографии [36]. Автором подробно исследованы кинетические закономерности графитизации заэвтектоидной стали и условия формирования дендритной структуры при различных скоростях кристаллизации.
Анализ информации, относящийся к производству графитизированных сталей, показывает, что в последние два десятилетия основное внимание уделяется различным способам получения графитизированной структуры, а также изучению закономерностей изменения распределения графитных выделений в различных сталях при их кристаллизации и последующих термообработках [37-39].
Возобновление интереса к изучению графитизируемых сталей неслучайно. В последние десятилетия все в большей степени указанный класссталей пытаются использовать в таких металлопотребляющих отраслях, какжелезнодорожный и другие виды транспорта [60].
В заэвтектоидных графитизируемых сталях и доэвтектических чугунах кристаллизация обычно начинается с формирования дендритных кристаллов аустенита [60, 61]. Важной характеристикой структуры является степень разветвленности дендритов, которая, в свою очередь, зависит от скорости кристаллизации [36]. В зависимости от скорости охлаждения отливок при кристаллизации, меняется также и степень графитизации, как сталей, так и чугунов.
Форма и компактность частиц графита довольно разнообразны, но чаще других встречаются пластинчатый, шаровидный и хлопьевидный. Последние два вида графита считаются более компактными.
Факторы, обусловливающие компактность графитных включений, не вполне выяснены. Согласно утвердившемуся мнению, форма графитных включений определяется химическим составом сплава. Решающее значение в этом отношении имеют содержания магния, марганца и серы [40, 41]. Утверждается, что влияние отношения концентрации марганца и серы на форму графитных включений связано со спецификой воздействия серы на диффузию углерода. Диффузия углерода в аустенитной составляющей стали к центрам зарождения графита становится более равномерной по всей поверхности подложки.
По данным работ [36, 37], в процессе роста графитных включений следует различать два этапа. На первом этапе растущие зародыши графитных включений имеют компактную форму. Но, по достижении определенных размеров, наступает второй этап, когда компактность графитных частиц нарушается независимо от содержания серы в расплаве.
Имеющихся данных пока недостаточно для выявления физической сущности роли отношения Mn/S в его воздействии на компактность графита. Имеющиеся объяснения [40] находятся в противоречии с воздействием такого фактора, как скорость охлаждения. Если принять, что повышение содержания серы ведет к компактности графитных включений в результате «блокирования границ» и торможения граничной диффузии углерода, то следует ожидать, что чем меньше размеры граничных поверхностей, тем компактнее при прочих одинаковых условиях будут графитные включения.
Существенное влияние на структуру и свойства графитизируемых сталей оказывает распределение элементов между отдельными фазами, так же, как и их ликвация. Особенно важно распределение таких элементов, как Si, Al, Ni, Cr, Mn, Mo, S, поскольку они оказывают существенное влияние на структуру и при графитизирующем отжиге.
Как утверждает автор [36], ликвационные процессы начинаются в сплавах еще в жидком состоянии, но количественные данные по этому вопросу весьма ограничены.
Более определенные данные по этому вопросу могут быть получены при использовании современных методов закалки из жидкого состояния. Получение указанных данных явилось одним из разделов нашего исследования.
Кристаллизация первичного аустенита при затвердевании отливок является основным процессом, при котором возникает ликвационная неравномерность в распределении элементов между твердой и жидкой фазами. Графитообразующие элементы (Si, Al, Ni, Си) концентрируются в легированном феррите, а основная часть карбидообразующих элементов (Сг, Мп, Мо и др) сосредоточены в карбидах. Следует отметить, что распределение элементов между отдельными фазами зависит (при прочих равных условиях) и от скорости охлаждения. В настоящее время структуру с
Методы исследования структуры и фазового состава выбранных материалов
Макроструктуру слитков и морфологические характеристики различных фазовых составляющих исследовали, прежде всего, металлографическим методом.
Слитки разрезали на темплеты в продольном и поперечном направлениях, шлифовали и травили по методу Розенгайна, а также в 60% растворе соляной кислоты при температуре 70С [145].
Для выявления особенностей зеренной структуры, в зависимости от состава материалов, металлографические шлифы травили в насыщенном водном растворе пикриновой кислоты с добавлением жидкости «Синтол» (при температуре нагрева раствора до 60С), в 4% растворе пикриновой кислоты и 2% HNO3 в этиловом спирте. Исследования проводили на оптическом микроскопе «Neophot- 21», с увеличением от 100 до 1000.
При исследовании морфологии, размеров областей различных фазовых составляющих в стали Р6М5 травление шлифов осуществляли реактивом Мураками. Этот реактив содержит Юг железосинеродистого калия и Юг гидроокиси калия в 100мл дистиллированной воды [145].
Исследование морфологии и фазового состава в микроструктуре графитизируемой стали проводили на шлифах, протравленных как в 3% растворе HNO3, так и с добавлением пикриновой кислоты и промытых спиртовым раствором.
При исследовании микроструктуры графитизируемых сталей обработку, увеличенных в 100 раз изображений поверхностей образцов, проводили методом компьютерного построения гистограмм.
Определение объемной доли графита и построение гистограмм распределения частиц по размерам осуществляли на нетравленных шлифах. Анализ изображений осуществлялся по программе Nexsis made Expert Prox. Построение гистограмм осуществлялось после обследования 4х полей общей площадью до 75 тысяч мкм2, а для термообработанных образцов рассматривались 10 полей и анализировались включения, расположенные на площади одного поля, равной 63760мкм2, т. е общая площадь, подвергнутая исследованию, составляла 6мм2. Используемые компьютерные программы позволили определить не только средний диаметр графитных частиц, характеристики их форм, объемную долю выделений, но также и их распределение по размерам.
Температурные границы существования фазовых областей определяли стандартным методом дилатационно термического анализа (ДТА). Измерения проводили на образцах диаметром от 5мм до 10мм при скорости нагрева v = 10 С/мин.
Рентгенографические исследования проводили на установке ДРОН - 3 с использованием кобальтового излучения при напряжении U = ЗОкВ и I = 20мА и железного излучения при U=35KB и I = ЗОмА. Периоды кристаллических решеток определяли традиционным методом по положению максимумов отражений [167]. Для повышения точности определения параметров использовали дальние отражения, расположенные под углами 20 100 град. Точность определения периодов в этом случае соответствовала ± 0,001 нм.
Относительные доли тех или иных фазовых составляющих определяли по отношениям интегральных интенсивностей дифракционных максимумов.
Наличие микронапряжений кристаллических решеток оценивали по размытию дифракционных пиков (полуширине дифракционных линий), используя метод, изложенный в [167].
Фазовый состав, закаленных из жидкости лент стали Р6М5 и графитизированной стали, исследовали на установке «Geigerflex» с использованием монохроматизированного Сока излучения (графитовый монохраматор на отраженном пучке).
Различные типы карбидов, присутствующих в исследованных материалах определяли рентгенографическим методом по параметрам кристаллических решеток. Для стали Р6М5 тип карбидов и их химический состав дополнительно контролировали методом прямого выделения карбидных осадков [117].
Распределение легирующих элементов по зонам слитков, разлитых на МНЛЗ, проводили методом рентгеноспектрального анализа на микроанализаторе TESLA BS - 340 с размером пятна 100 х 100 мкм.
Помимо металлографического и рентгенографического методов исследований структуры, в работе использовали также и методы электронной микроскопии. Исследования проводили на просвечивающих электронных микроскопах JEM - 200СХ и JEOL - 100, а также на сканирующем электронном микроскопе с приставкой Link для микроренгеноспектрального анализа.
Анализировали как светлопольные, так и темнопольные изображения, а также картины электронной микродифракции, в соответствии с методами, разработанными в [144]. Фольги для электронных микроснимков после шлифовки на мягкой наждачной бумаге подвергали электролитической полировке, как двухсторонней, так и односторонней по методу, описанному в [134]. При односторонней полировке одна сторона фольги закрывалась защитным лаком типа АК - 20, не растворяющимся во многих электролитах, в том числе и в используемом электролите на базе Н3РО4 (860мл ортофосфорной кислоты и ЮОг хромового ангидрида). Во избежание перегрева фольги во время полировки, электролит охлаждали проточной водой. После окончания электрополировки, лак, защищающий поверхность фольги, растворяли в толуоле.
Для более детальной идентификации карбидных фаз, формирующихся в стали Р6М5, (в т.ч. получаемой по методу ИНКО) использовали рентгеновский фазовый анализ карбидных составляющих, предварительно изолированных электрохимическим способом [117].
Известно [198 - 201], что в стали Р6М5 формируются высоко- и сложнолегированные карбидные фазы следующих основных типов и составов:-МСХ на основе ванадия [V0,67 Mo0;i6 W0,o9 Cr0,06 Fe0 o2]Cx ; -M6CX на основе Fe, W, Mo [W0,8 MoI)3_u Cr0,35-o,55 V0,i-o,i5 Fe3.3,2]Cx ; x на основе Mo, W [Moo,45 Wo,35 СгодЬСх ; -M23C6 на основе Cr и Fe в т.ч. (Fe,Cr)2i(Cr,Mo,W)2C6; -M7C3 на основе Cr и Fe (группа М содержит до 60% Fe); -М3С на основе Fe (легирован). Размеры карбидных частиц в закаленной стали -0,02-20 мкм. Размеры частиц, выделяющихся при отпуске -50-200 А. Значения параметра (х) в нестехиометрических карбидах как избыточных, так и выделяющихся при отпуске, могут быть определены по параметрам решеток.
В данной работе применен метод анодного изолирования карбидных фаз из быстрорежущих сталей, принятый как оптимальный на основе многолетних исследований, выполненных в различных лабораториях (Физико-химический институт им. Карпова, ЦНИИчермет им.И.П.Бардина, ВИАМ, ВНИИинструмент, УкрНИИспецсталь и др.). Использовались рекомендованные [117, 201] солянокислые (3-10% об. % НС1) электролиты с добавкой комплексообразователей (комплексообразователи добавляются для обеспечения селективного растворения матричных фаз). Изолирование проводилось в гальваностатическом режиме при плотности тока 0,01
Исследование влияния монотонного охлаждения с высокими скоростями на структуру и свойства закаленных из расплава лент быстрорежущей и графитизированной сталей
При разработке метода импульсно - непрерывной кристаллизации одним из неясных оставался вопрос о том, с какой жеУстадии появляется возможность управлять структурой в процессе кристаллизации. В литературе неоднократно утверждалось [напр. 36, 91 и др.], что неоднородности структуры формируются уже в жидком расплаве. Однако природа этих неоднородностей осталась не раскрытой. Ответы на данный вопрос, возможно получить путем исследования структуры сплавов, закаленных из жидкого состояния.
Справедливо отмечают, что скорость первичной кристаллизации определяет размер всех структурных составляющих затвердевающего сплава. Чем выше скорость перехода из жидкого в твердое состояние, тем мельче зерна матричной фазы, меньше размеры избыточных фаз, неметаллических включений и т. п. [91, 94]. Влияние скоростного затвердевания не ограничивается только повышением дисперсности структурных составляющих. Не менее значительными получаются эффекты, связанные с ограниченным по времени пребыванием затвердевающего металла в интервале температур первичной кристаллизации. В условиях ограниченного времени развития диффузионных процессов закристаллизованный металл вынужденно в значительной степени наследует тот уровень объемной химической неоднородности, который имел место в жидком однофазном металле перед разливкой [95, 96]. Это обстоятельство имеет первостепенное значение с точки зрения возможности подавления таких типовых дефектов литья, как дендритная ликвация, сегрегация, карбидная неоднородность и
Целью данного раздела нашей работы являлось исследование структуры быстрорежущей стали Р6М5 и графитизированной стали, закристаллизованных из жидкого состояния при различных скоростях охлаждения. Для стали Р6М5 диапазон скоростей охлаждения менялся от 103С/с (при охлаждении тонкого стержня 0 Змм и длиной 20мм в пробнице для химического анализа) до 104 - 106оС/с [98] при разливке на поверхность диска из нержавеющей стали, вращающегося со скоростью 1900 об/мин. В этом случае использовалась установка для получения аморфных лент толщиной 50 -5- 70 мкм. Для графитизированной стали ленты толщиной 120 +
Инструментальная быстрорежущая сталь типа Р6М5 была выбрана в качестве объекта исследования в связи с тем, что по своему фазовому составу после кристаллизации в условиях, близких к равновесным, она является одной из самых сложных. Это объясняется присутствием в ее структуре продуктов перитектического, эвтектического, эвтектоидного, карбидного превращений. Распределение химических компонентов в быстрорежущей стали в обычных условиях кристаллизации получается крайне неоднородным. Кроме того, в этой стали формируется дендритная ликвация, зона столбчатых кристаллов, и осевая пористость. Из - за наличия сплошной сетки карбидов и эвтектики сталь очень хрупка и характеризуется низкой прочностью [1].
Приведенные в предыдущем разделе работы данные микро- и рентгеноструктурного анализов, показали существенное влияние условий кристаллизации на фазовый состав литой быстрорежущей стали. Например, после затвердевания в обычных земляных формах в структуре стали Р6М5 содержатся зёрна бывшей перитектики, грубые скопления эвтектики разных типов, первичные и вторичные карбиды (рис.3.Па). Все перечисленные структурные составляющие резко различаются как по свойствам, так и по химическому составу, и являются, как правило, причинами охрупчивания стали.
После быстрой закалки (104-К06К/с), согласно проведённым структурным исследованиям, в лентах стали Р6М5 наблюдаются главным образом а и у фазы, соответствующие мартенситным и аустенитным составляющим, при малых объемных долях карбидных фаз.
Металлографические исследования структуры быстрозакалённой ленты выявили наличие столбчатых микродендритов. Они расположены приблизительно перпендикулярно поверхности (рис.3.116), по длине сопоставимы с толщиной ленты, а в поперечном сечении составляют несколько микрометров. Химическая неоднородность, по данным микрорентгеноспектрального анализа (диаметр зонда- 1мкм), отсутствует.
Чувствительность процессов структурообразования к изменению скорости кристаллизации хорошо прослеживается при сравнении результатов рентгеноструктурного анализа для контактной и свободной сторон быстрозакалённой ленты.
На рентгенограмме, полученной со стороны ленты, прилегающей кзакалочному диску, видны линии (111) и (200) аустенита и широкаяасимметричная линия вблизи положения линии (ПО) a-Fe (рис.3.12,а). Крометого, наблюдаются слабые отражения, соответствующие наиболее сильнымлиниям карбидов ванадия - V2C и VC. Асимметричная линия можетпредставлять собой суперпозицию линий тетрагонального мартенсита илинии феррита. Степень тетрагональное мартенсита с/а 1,02, а среднийпараметр решетки аср 0,290 нм, что свидетельствует о высокой степенилегированности мартенсита. Количество остаточного аустенита наконтактной стороне ленты оказалось аномально высоким ( 77 %).
Со стороны свободной поверхности ленты линия (111) аустенита примерно в 4 раза слабее линии (200), что свидетельствует о ярко выраженной текстуре - преимущественной ориентировке плоскостей (100) параллельно поверхности ленты (рис.3.12, б). Уширенная линия (ПО) a-Fe значительно ( в 3 раза) сильнее, чем с контактной стороны. В данном случае количество остаточного аустенита не превышает 23%. Линии обоих карбидов со свободной стороны также сильнее ( в 2 раза). Таким образом, объемные доли как мартенсита, так и карбидов ванадия, вблизи свободной поверхности выше, чем у контактной стороны.
Электронномикроскопические исследования проводили на образцах -фольгах, параллельных поверхности лент (наблюдали, таким образом, зоны вблизи середины лент). Микроструктура ленты в закаленном состоянии состоит из трёх основных структурных составляющих.
Аустенит формируется в виде областей (зёрен) размером несколько микрометров с внутренней микроячеистой структурой (рис.3.13а, б). Размер ячеек с близкой кристаллографической ориентировкой 0,2 - 0,4 мкм. Они разделены прослойками, состоящими из частиц карбидной фазы. Это видно на рис.3.13 б, где приведено темнопольное изображение в рефлексах фазы V2C.
Исследование влияния температуры закалки на структуру и свойства графитизируемой стали и выбор приемлемых режимов термообработки
Выбор температур термообработок проведен в соответствии с разрезом тройной диаграммы Fe - С - Si (рис.4.9) [130]. Влияние термических обработок на структуру и свойства графитизируемой стали исследовали на образцах, нагретых до температур 600С, 700С и ускоренно охлажденных в воде, а также при температурах 800С и 1000С, закаленных в воде. Выдержка стали, при указанных температурах, составляла 15мин. В качестве исходных были взяты литые образцы сталей после охлаждения модельных слитков либо в земле со скоростью ГС/мин, либо полученных разливкой по методу ИНКО.
Так же, как и в предыдущем разделе, исследование структур проводили металлографическим методом с компьютерной обработкой распределения фазовых составляющих по размерам (в первую очередь графита) и сопутствующим рентгенографическим контролем фазового состава. Влияние формируемой структуры на свойства стали определяли измерением твердости и износостойкости.
Для образцов из слитка, исходно охлажденного в земле (серия образцов обозначенная «ЗМ»), микрофотография которого представлена на рис.4.10, 15 - минутная выдержка при 600С и последующее охлаждение в воде не только не способствовала более однородному распределению по размерам фазовых составляющих, но в определенном смысле усилила имевшуюсянеоднородность. Вокруг крупных частиц графита, вследствие растворения цементита в прилегающих к ним перлитных областях, образовались достаточно большие ферритные области - прослойки, размерами от 15 до 25мкм. При этом прослойки феррита оказались фрагментированными. Фрагментация обусловлена возникновением значительных термических напряжений вследствие больших различий коэффициентов линейного расширения графита и феррита, так как они отличаются более чем в 2,5 раза [140].
В образцах, закристаллизованных по методу ИНКО (серия образцов обозначенная «ИН»), после нагрева до 600С, 15 минутной выдержки и охлаждения в воде, наблюдается также некоторое изменение структуры матрицы (рис.4.11). Но толщина слоев феррита, окружающих частицы графита, мала и не превышала (2-3 мкм) и, естественно, фрагментации феррита в них не наблюдается (до обработки вокруг частиц графита, ферритных прослоек также не было).
После нагрева до 700С и быстрого охлаждения в воде в образцах, закристаллизованных по методу ИНКО, наблюдаются достаточно мелкие ( 1 + 2, 5 мкм) частицы графита, также расположенные в зернах феррита, которые в свою очередь окружены цепочками - «ожерельями» цементитной фазы (рис.4.12). В отдельных местах, где при 600С наблюдалась фрагментация феррита, теперь образовывались отдельные мелкие зерна цементита. В отличие от образцов, вырезанных из слитка, охлажденного со скоростью 1 С /мин, при 700С ферритные зерна не фрагментированы, потому что термические напряжения от графитных частиц малого размера не достаточны для фрагментации феррита.
Рентгеноструктурные исследования образцов, обработанных при 700С (выдержка 15 мин) и охлажденных в воде, показали, что после такой обработки фиксируются острые отражения для линии (ПО), соответствующей присутствию а - железа, и отражения, соответствующие карбиду F3C (рис.4.14).
Обращает на себя внимание и такой факт, что в образце, вырезанном из слитка, закристаллизованного со скоростью - 1 С /мин, значительная часть его поверхности еще занята перлитными колониями, в то время как в закристаллизованных по методу ИНКО образцах таких перлитных колоний не наблюдается. Объяснение этого факта может быть дано с позиций, изложенных в работе Кана Р. В. [141, с.42], где теоретическими расчетами иэкспериментом показано, что более тонкие цементитные пластинки исходного перлита растворяются гораздо полнее Нами проведен количественный компьютерный анализ изменения графитной фазы. Основные данные компьютерного анализа для графитной фазы приведены в таблице 4.2.
Более наглядно результаты компьютерной обработки металлографических картин, характеризующих зависимость от температур
