Методология формирования структурно-фазового состояния сталей для металлургических инструментов оптимизацией микролегирующего комплекса Крылова Светлана Евгеньевна

Содержание к диссертации

Введение

1. Разработка и обоснование сталей, рекомендуемых для изготовления металлургического инструмента 18

1.1. Анализ работоспособности материала крупногабаритного инструмента в условиях повышенных температур, комбинированного нагружения и интенсивного изнашивания 18

1.2. Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации 28

1.3. Механизмы упрочнения, действующие в легированных сталях инструментального класса 38

1.3.1. Упрочнение по зернограничному механизму 39

1.3.2. Твердорастворный механизм упрочнения и дисперсионное твердение сплава 39

1.4. Комплексные системы легирования и их влияние на свойства сталей инструментального класса 43

1.5. Особенности фазовых и структурных превращений в микролегированных износостойких сталях 48

1.5.1. Распад переохлажденного аустенита микролегированных сплавов в перлитной области 48

1.5.2. Особенности распада легированного аустенита в бейнитной области 51

1.5.3. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение 53

1.5.4. Влияние легирующих элементов на механизм распада мартенсита 56

1.6. Процессы термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 60

1.7. Математическое моделирование режимов термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 67

1.8. Выводы. Постановка задач исследования 75

2. Опытные стали инструментального класса с микролегирующим комплексом. Разработка, получение, методы исследования 78

2.1. Выбор программы для проведения оптимизации химического состава стали 78

2.2. Моделирование экспериментальных сталей 81

2.3. Технология выплавки экспериментальной стали 87

2.4. Обработка опытных данных на ЭВМ и построение математических и графических зависимостей. Использование пакета прикладных программ «КОМРLEX» для оптимизации экспериментальных данных 89

2.5. Построение пространственной модели «состав – свойство» и нахождение оптимального легирующего комплекса методом наложенных проекций 101

2.6. Разработанные оптимальные химические составы экспериментальных микролегированных сталей инструментального класса 106

2.7. Основные выводы и обобщения по главе 107

3. Термокинетические аспекты структурообразования в разработанных сталях 109

3.1. Определение критических интервалов фазовых превращений в разработанных сталях 111

3.2. Определение оптимальных параметров аустенитизации 113

3.2.1. Зависимость температуры начала мартенситного распада от температурных интервалов аустенитизации 113

3.2.2. Воздействие температурно-временных параметров нагрева на рост аустенитного зерна 115

3.3. Распад аустенита при непрерывном охлаждении 116

3.4. Кинетические особенности распада переохлажденного аустенита в изотермическом интервале 123

3.5. Основные выводы и обобщения по главе 133

4. Разработка оптимальных режимов термической обработки опытных сталей на основе исследования стркутурообразования при термическом влиянии 134

4.1. Структурообразование разработанных сплавов при ковке и кристаллизации 134

4.2. Оценка структурных превращений на этапе сфероидизации 144

4.3. Анализ влияния температурно-временных параметров закалки на формирование структуры и свойств микролегированных сталей 149

4.4. Исследование процессов отпуска разработанных микролегированных сталей 154

4.5. Оптимизация режимов термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 161

4.5.1. Разработка производственных режимов термической обработки валков прокатных станов из стали 70Х3Г2ВТБ 162

4.5.2. Оптимизированный режим термической обработки бронеплит бункеров из стали марки 100Х3Г2МТР 164

4.5.3. Разработанный режим термической обработки штампа горячей деформации из стали 70ХЗГ2ФТР 166

4.6. Моделирование физико-механических процессов при термической обработке готовых изделий из исследуемых микролегированных сталей 167

4.7. Основные выводы и обобщения по главе 177

5. Оценка механических и эксплуатационных свойств разработанных сталей 179

5.1. Оценка ударной вязкости разработанных сталей в интервалах температур эксплуатации металлургического инструмента 179

5.1.1. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 70Х3Г2ФТР при нормальной и повышенной температурах 180

5.1.2. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 70Х3Г2ВТБ при нормальной и повышенной температурах 182

5.1.3. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 100Х3Г2МТР при нормальной и повышенной температурах 185

5.1.4. Сравнительный анализ ударной вязкости разработанных сталей 188

5.2. Анализ механических и эксплуатационных свойств опытных сталей инструментального класса 190

5.2.1. Особенности механических свойств литой экспериментальной стали 100Х3Г2МТР 190

5.2.2. Механические и технологические характеристики стали 70Х3Г2ВТБ после термического упрочнения 193

5.2.3. Сопоставительная оценка механических и эксплуатационных свойств штамповых сталей 198

5.3. Комплексный анализ механических свойств и служебных характеристик, разработанных микролегированных сталей для металлургического инструмента 201

5.4. Основные выводы и обобщения по главе 202

6. Промышленная апробация и оценка экономической эффективности от внедрения разработанных сталей 204

6.1. Опытная партия валков горячей прокатки из стали 70Х3Г2ВТБ 204

6.2. Производственные испытания опытных штампов горячего деформирования из стали 70Х3Г2ФТР 215

6.3. Изготовление опытной партии отливок бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР 218

6.4. Основные выводы и обобщения по главе 226

Основные результаты и выводы по работе 227

Список использованных источников 230

Приложения 265

Приложение А 266

Приложение Б 273

Приложение В 285

Приложение Г 291

Приложение Д 301

Приложение Е 306

• Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации
• Распад аустенита при непрерывном охлаждении
• Моделирование физико-механических процессов при термической обработке готовых изделий из исследуемых микролегированных сталей
• Изготовление опытной партии отливок бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР

Введение к работе

Актуальность темы. Проблема повышения работоспособности и срока службы тяжелонагруженного металлургического инструмента, несмотря на многочисленные исследования и многолетние поиски, до настоящего времени не имеет оптимального решения и является весьма актуальной задачей, имеющей большое научно-техническое и практическое значение.

Известно, что мировыми лидерами в производстве продукции тяжелого машиностроения является немецкая компания «Gontermann-Peipers», английская компания «Sheffiel Forgemasters Engineering Ltd», шведская компания «Akers», которые до недавнего времени занимали ведущие позиции и на российском рынке. Крупными заказчиками зарубежных производителей являлись такие предприятия как ОАО «Северсталь» (г. Череповец), ОАО «ММК» (г. Магнитогорск), ОАО «НЛМК» (г. Липецк), ОАО «КУМЗ» (г. Каменск-Уральский, Свердловская обл.), ОАО «ОМК-Сталь» (Нижегородская обл.), ОАО «Уральская Сталь» (Оренбургская обл.), ОАО «Силовые Машины» (г. Санкт-Петербург), ОАО «КАМАЗ-Металлургия» (г. Набережные челны), ОАО «ЧКПЗ» (г. Челябинск) и др.

Однако, в условиях сложившейся внешнеполитической обстановки данные предприятия испытывают затруднения в приобретении подобного рода продукции, что влечет за собой простой оборудования и снижение объемов производства.

Среди отечественных производителей основную конкуренцию мировым лидерам в данном рыночном сегменте составляют предприятия: ОМЗ «Спецсталь» (г. Санкт-Петербург), ОАО «Уралмаш» (г. Екатеринбург), ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск, Оренбургская область), которые в настоящий момент не могут обеспечить все потребности предприятий металлургического комплекса России. Одним из путей перехода к импортозамещению может служить повышение эксплуатационной стойкости и технологичности производимого инструмента за счет формирования структурно-фазового состояния инструментальных сталей оптимизацией микролегирующего комплекса и режимов упрочняющей термической обработки.

Согласно приказу Минпромторга России №654 от 31 марта 2015 г. «Об утверждении плана мероприятий по импортозамещению в отрасли тяжелого машиностроения Российской Федерации», разработан и утвержден отраслевой план мероприятий по импортозамещению в гражданских отраслях промышленности Российской Федерации, по которому доля импорта данного сегмента металлургического оборудования должна снизиться с 70% (2015-2016 г.) до 35% (к 2020 г.) за счет разработки и внедрения проектов, направленных на выпуск импортозамещающей продукции.

Учитывая мировые тенденции, проблема разработки экономнолегированных сталей, а также совершенствования технологии упрочнения металлургического инструмента остаётся актуальной металловедческой задачей. Решение этой комплексной научной и производственной проблемы обусловило формулировку целей и задач диссертации.

Объект исследования - процесс производства и упрочнения легированных инструментальных сталей для крупногабаритных тяжелонагруженных изделий машиностроения.

Предмет исследования - механизм формирования структурно-фазового состояния и эксплуатационных свойств микролегированных сталей при термическом упрочнении.

Цель работы - повышение эксплуатационной стойкости и технологичности крупногабаритного металлургического инструмента путем разработки методологических принципов формирования структурно-фазового состояния инструментальных сталей, включающих оптимизацию микролегирующего комплекса и режимов термического упрочнения.

Задачи исследования:

1. разработка и оптимизация химического состава инструментальных сталей с микролегирующим комплексом посредством методов математического планирования и статистической обработки экспериментальных данных;

2. выявление особенностей изменения структурно-фазового состава литой стали в результате гомогенизации и пластической деформации с последующей упрочняющей термической обработкой;

3. исследование кинетики распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении разработанных сталей для определения температурно-временных интервалов фазовых превращений;

4. оценка структурообразования и поведения карбидных фаз в микролегированных сталях на различных этапах термической обработки;

5. определение особенностей фазовых превращений и механизма дисперсионного упрочнения сталей при высоком отпуске;

6. оценка влияния режимов термической обработки на механические и эксплуатационные свойства сталей при нормальных и повышенных температурах;

7. обоснование формирования температурных полей, обеспечивающих допустимый уровень остаточных напряжений при термическом упрочнении, на основе моделирования физико-механических процессов с применением программного комплекса «ANSYS»;

8. разработка оптимальных технологических режимов термического упрочнения экспериментальных сталей, обеспечивающих требуемый комплекс их механических и технологических свойств;

9. промышленная апробация разработанных сталей и режимов их термического упрочнения в условиях машиностроительного и металлургического производства.

Содержание диссертации соответствует областям исследований паспорта научной специальности 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов: п. 1 «Изучение взаимосвязи химического и фазового составов (характеризуемых различными типами диаграмм), в том числе диаграммами состояния с физическими, механическими, химическими и другими свойствами сплавов»; п. 2 «Теоретические и экспериментальные исследования фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при различных внешних воздействиях»; п. 6 «Разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов объемной и поверхностной термической, хи-4

мико-термической, термомеханической и других видов обработок, связанных с термическим воздействием…»; п. 9 «Разработка новых принципов создания сплавов, обладающих заданным комплексом свойств, в том числе для работы в экстремальных условиях».

Методы исследования. Использованы аналитические и численные методы математического моделирования в планировании эксперимента и инженерном анализе, метод расстановки приоритетов и наложенных проекций, теория трения и изнашивания, теория фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах.

Для подтверждения достоверности разработанных методологических принципов и их реализации использованы методы фазового, структурного и физико-химического анализов сплавов, оценки механических и эксплуатационных свойств, натурные испытания.

Научная новизна:

10. теоретически и экспериментально обоснован оптимальный химический состав микролегированных сталей инструментального класса, отличающийся пониженным содержанием хрома и микролегирующим комплексом на основе вольфрама, ванадия, титана, бора и ниобия; получены новые марки легированных сталей с оптимальным сочетанием карбидообразующих элементов;

11. на основе определения термокинетических особенностей протекания фазовых и структурных превращений в опытных инструментальных сталях установлена оптимальная температура аустенитизации 1000 ^оС, обеспечивающая достаточно полное растворение карбидов типа Ме₃С, Ме₂₃С₆, Ме₆С при ограниченном росте зерна аустенита, вследствие сдерживающей способности присутствующих в структуре легирующих элементов: Ti, Nb, B, Mo; впервые получены термокинетические диаграммы разработанных сталей;

12. представлен механизм фазовых превращений в процессе термической обработки разработанных сталей; установлено, что лимитирующей стадией является переход аустенита в мартенситную и дисперсную феррито-цементитную структуру, при отпуске происходит распад остаточного аустенита и вторичное дисперсионное твердение сплава;

13. обосновано влияние микролегирующих элементов W, Nb, Ti, V, B на фазовый состав сталей на различных этапах термической обработки; показано, что при отпуске в интервале температур 550-650 ^оС в исследуемых сталях 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ происходит дисперсионное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов размером 0,01-0,06 мкм;

5) определены закономерности изменения твердости от температурно-
временных параметров отпуска дисперсионно-упрочненных опытных инструмен
тальных сталей, вызванные взаимным влиянием легирующих элементов;

6) установлен механизм упрочнения крупногабаритного инструмента за счет
микропроцессов закалки, выделения карбидов в поверхностном слое и формиро
вания оптимальной структуры (мартенсит – карбид), в которой импульсные про
цессы нагрева и охлаждения при эксплуатации, а также фазовые превращения об
ратимы.

7) обоснованы режимы упрочняющей термической обработки (отжиг
1020 -1050 С, закалка с температуры 1000 С в масле + высокий отпуск в интер
вале температур 550-650 С), позволяющие значительно повысить механические и
эксплуатационные свойства при нормальных и повышенных температурах;

8) на основе адаптации методов математического моделирования в про
граммной среде «ANSYS» к расчету теплового и напряженного состояний в круп
ногабаритных изделиях при нагреве и охлаждении оптимизированы режимы тер
мической обработки готового инструмента из сталей 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и
70Х3Г2ВТБ.

Теоретическая значимость основных результатов диссертации заключается в том, что разработанные научные положения являются значительным вкладом в изучение закономерностей формирования структурно-фазового состояния сталей металлургического инструмента и развитие методов разработки оптимального химического состава и легирующего комплекса сплавов для конкретных условий эксплуатации.

Практическая значимость состоит в повышении эксплуатационной стойкости металлургического инструмента на 15-20 % за счет разработки новых технологичных микролегированных сталей инструментального класса, а также оптимизации режимов термической обработки, обеспечивающих сочетание механических и эксплуатационных свойств, необходимых для длительной работы крупногабаритного инструмента в условиях повышенного нагружения и интенсивного изнашивания; метод построения моделей «состав – свойство» рекомендуется использовать в различных отраслях промышленности для оптимизации сплавов с требуемым комплексом свойств;

Практическая значимость подтверждается актами внедрения:

на ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск) основных результатов разработки стали 70Х3Г2ВТБ и ее режимов термической обработки для изготовления валков горячего деформирования прокатных станов;

на металлургическом комбинате АО «Уральская сталь» (г. Новотроицк), опытных партий бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР, рекомендованных режимов термического упрочнения для нужд и условий промышленного производства;

на ОАО «Орский машиностроительный завод» (г. Орск) результатов разработки новой стали 70Х3Г2ФТР и оптимизированных параметров технологического режима термической обработки данной стали для изготовления штампов горячего деформирования;

Положения, выносимые на защиту, обладающие научной новизной:

14. результаты математического моделирования разработанных микролегированных сталей инструментального класса с оптимальным сочетанием карбидооб-разующих элементов, позволившие обосновать рациональные химические составы для изготовления и упрочнения крупногабаритного металлургического инструмента;

15. новые составы износостойких сталей с заданным комплексом свойств, отличающиеся пониженным содержанием хрома и микролегирующим комплексом на

основе вольфрама, ванадия, титана, бора и ниобия, обеспечивающие более длительную безаварийную работу оборудования в условиях интенсивного изнашивания;

3. результаты исследования структурно-фазового состояния и свойств разработанных сталей при различных видах деформационного и теплового воздействий, демонстрирующие особенности протекания фазовых и структурных превращений на этапах технологического цикла получения, упрочнения и эксплуатации инструмента;

4. выявленные закономерности структурно-фазовых превращений в разработанных сталях на различных этапах термического цикла, позволяющие определить оптимальные параметры аустенитизации, обеспечивающие достаточное растворение карбидов при ограниченном росте зерна аустенита, механизм фазовых превращений в процессе термической обработки, обусловленный дисперсионным упрочнением за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов размером 0,01-0,06 мкм;

5. результаты влияния термического упрочнения на механические и эксплуатационные свойства валковых сталей при нормальных и повышенных температурах, показывающие, что разработанные режимы термической обработки в виде комбинированного отжига, закалки с температуры 1000 С в масле с последующим высоким отпуском в интервале температур 550-650 С, позволяют значительно повысить твердость, ударную вязкость и износостойкость металлургического инструмента;

6) распределение температурных полей и напряжений, формирующихся в
крупногабаритных изделиях в процессе термической обработки, позволяющее кон
тролировать градиент концентрационного фона и равномерность фазовых превра
щений по сечению изделий на всех этапах термического воздействия;

7. механические и эксплуатационные свойства разработанных сталей в сравнении с существующими марками легированных сталей инструментального класса, отличающиеся повышенными значениями твердости (в интервале HRC 54-56), горячей твердости (HRC 40-59), ударной вязкости (KCU110-161кДж/м²), необходимыми для длительной безаварийной работы крупногабаритного металлургического инструмента;

8. результаты внедрения разработанных микролегированных сталей инструментального класса и режимов термической обработки, позволившие в производственных условиях получить необходимые по ТУ сдаточные характеристики, показавшие увеличение продолжительности эксплуатации металлургического инструмента на 15-20 %, при обеспечении экономического эффекта от внедрения от 2 до 27 млн. руб. на соответствующие партии изделий.

Достоверность полученных результатов обеспечивается корректностью постановки задач, комплексным использованием современных методов исследования и высокоточного оборудования, подтверждается применением математического моделирования, обработкой полученных результатов с использованием современных прикладных программ, согласованностью результатов выполненных исследований с производственными испытаниями с учетом сопоставимости с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов в области темы диссертационного исследования.

Личный вклад автора. Диссертационная работа является результатом обобщения многолетних исследований, основная часть которых выполнена лично автором, а часть – в соавторстве с сотрудниками кафедры материаловедения и технологии металлов Орского гуманитарно-технологического института (ОГТИ) (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет». Личный вклад автора включает: обоснование выбора направлений исследований, формулирование цели, постановку задач работы и методов их решения, разработку методологии формирования структурно-фазового состояния инструментальных сталей оптимизацией легирующего комплекса и режимов упрочнения, проведение теоретических и экспериментальных исследований, направленных на разработку новых марок микролегированных сталей инструментального класса с оптимальным сочетанием карбидообразующих элементов, анализ и научное обобщение результатов, формулировку выводов и защищаемых положений, а также написание научных работ с изложением основных результатов исследования и их апробирования.

Реализация результатов работы. Результаты диссертационной работы применяют на машиностроительных и металлургических предприятиях: ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск), АО «Уральская сталь» (г. Новотроицк), ОАО «Орский машиностроительный завод» (г. Орск), в учебном процессе кафедры материаловедения и технологии материалов ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет», кафедры материаловедения и технологии металлов ОГТИ (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет».

Апробация результатов. Основные результаты диссертационной работы обсуждались, в качестве статей, устных, стендовых докладов, и получили одобрение на международных научно-практических конференциях: «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2008 г.); «Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых» (Екатеринбург, 2008…2016 гг.); «Актуальные проблемы прочности» (Тольятти, 2009 г.); «XХ Уральская школа металловедов-термистов “Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов”» (Екатеринбург, 2010, 2012 гг.); «Прочность и разрушение материалов и конструкций» (Оренбург, 2010); «Новые материалы и технологии в машиностроении» (Брянск, 2012 г.); «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013 г.); «XXII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Оренбург, 2014 г.); «Физическое металловедение» (Тольятти, 2016 г.); «XXIII Уральская школа металловедов-термистов, посвященная 100-летию со дня рождения профессора А.А. Попова Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Тольятти, 2016 г.); «Системы управления жизненным циклом изделий авиационной техники: актуальные проблемы, исследования, опыт внедрения и перспективы развития» (Ульяновск, 2016 г.); «Пром-Инжиниринг» (Челябинск, 2016 г.); всероссийских научно-практических конференциях: «Прочность и разрушение материалов и конструкций» (Орск, 2001, 2002 гг.); «Теоретические вопросы разработки, внедрения и эксплуатации программных средств» (Орск,

2011 г.); «Молодежь, наука, инновации» (Орск, 2012, 2013 гг.); итоговых научно-практических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск, 2006…2013 гг.); «Компьютерная интеграция производства и ИПИ-технологии» (Оренбург, 2015 г.); научно-методических семинарах кафедры материаловедения и технологии металлов ОГТИ (филиал) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет» (Орск, 2014 г.), кафедры материаловедения и технология материалов ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет» (Оренбург, 2017 г.), Института Качественных сталей ГНЦ РФ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (Москва, 2013, 2017 гг.).

Основные результаты диссертации получены при выполнении договорных научно-исследовательских работ с ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» №555/10-46/3741 от 01.10.2010 г. «Разработка оптимального легирующего комплекса для упрочнения экономнолегированных сталей», №46-01/4521-38/12 от 10.01.2012 г. «Разработка технологии изготовления прокатных валов из экономнолегирован-ных сталей», №85/13-47/501 от 11.01.2013 г. «Разработка технологии термической обработки крупногабаритных валов роторов», выполняемых в рамках кафедральной научно-исследовательской работы № РК во ВНТИЦ 01201002340 код ГРНТИ 5349.13, 2010-2015 гг. «Разработка оптимального легирующего комплекса и способов обработки сталей, работающих в условиях повышенных нагрузок», а так же госбюджетной научно-исследовательской работы на тему: «Совершенствование технологических методов повышения долговечности изделий машиностроения, в том числе порошковых материалов и покрытий» (№ гос. регистрации 01201168257, 2011-2016 гг.).

Соискатель является лауреатом премии Губернатора Оренбургской области в сфере науки и техники (2014 г.); победителем межрегионального конкурса инженерного искусства «Оренбург-Уфа» в номинации «Разработка года» и «Лучшее предоставление проекта» (г. Уфа, 2017 г.).

Публикации. По материалам диссертационной работы и результатам исследований опубликованы 92 научные работы, в числе которых 13 статей в журналах из Перечня изданий, рекомендованных ВАК, 9 из которых индексированы в международных базах SCOPUS и Web of Since, 1 патент на изобретение.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести разделов, выводов, списка использованных источников и приложений. Текст изложен на 329 страницах, включает 60 таблиц, 133 рисунка. Список использованных источников содержит 310 наименования, из которых 60 иностранных публикаций. В приложениях на 44 страницах приведена дополнительная информация.

Благодарности. Автор признателен коллективу кафедры материаловедения и технологии металлов ОГТИ (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет», где была выполнена большая часть данной работы, сотрудникам лабораторий физического металловедения ИФМ УРО РАН (г. Екатеринбург), деформирования и разрушения Института машиноведения УРО РАН (г. Екатеринбург), и лично профессору В.И. Грызунову за постоянную поддержку и ценные советы при обсуждении результатов работы.

Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации

Повышенные требования предприятий-потребителей к свойствам и качеству тяжелонагруженного металлургического инструмента влекут за собой необходимость повышения качества и экономии металла за счет синтеза новых материалов и технологий изготовления готовой металлургической продукции.

Традиционно для изготовления рабочих и опорных валков листовых станов применяют заэвтектоидные стали перлитного класса типа: 9Х, 9Х2, 9ХФ, 9Х2МФ, 9Х2В, 9Х2СФ, 9Х2СВФ, 9ХСВФ, содержащие углерод в пределах 0,9 – 1 %. Как видно, основным легирующим элементом, упрочняющим металлическую основу указанных сплавов, является хром. Количество карбидов хрома (МС, М2С, М7С3, М23С6) увеличивается по мере увеличения содержания углерода [74]. В таком виде хром оказывает несомненное положительное влияние на прокаливаемость, механические характеристики и устойчивость против отпуска, понижая при этом точку Мн на 30 – 500 С и повышая количество остаточного аустенита в пределах 5-15 %. Повышенное количество углерода в данных сталях позволяет получить большую твердость и износостойкость рабочего слоя валков [83, 121, 143] и улучшить качество поверхности металлопроката [75, 94], но также оно является предельным в плане обеспечения максимальной твердости основы металла в состоянии закалки (рисунок 1.1), что отрицательно сказывается на прокаливаемости и технологичности изготовления металлургического инструмента в виде валков прокатных станов.

С целью аннигиляции недостатков в сталях с содержанием углерода в пределах 0,9 – 1 %, на этапе получения сплава стали вводить редкоземельные элементы в виде модифицирующих добавок (Nb, Zr, Ni, B), а также азот и другие элементы. В работе [102] содержатся данные, по легированию стали 9Х2МФ азотом в количестве 0,03 - 0,04 %. Указанное содержание азота позволило решить проблему карбидной неоднородности в рабочем поверхностном слое изделия и несколько повысить контактную выносливость инструмента.

Авторы работы [132] отмечают, что с целью повышения прочности, пластичности и ударной вязкости в сталь 9Х2МФ также целесообразно вводить Zr, Ti и B.

Одной из первых сталей из этой группы создана сталь Меллоя типа 7ХМФ [191], полученная как результат исследований, проведенных в целях снижения склонности сталей для изготовления валков прокатных станов к трещинообразованию.

«Исследование влияния углерода (0,65-0,90 %), хрома (0,42-1,20 %) и молибдена (0,35-0,75 %) показало, что наименьшей склонностью к закалочным трещинам характеризуются стали с содержанием углерода 0,65-0,80 % (при прочих равных условиях), хрома 0,7-1,0 %, молибдена 0,45-0,70 %. При содержании всех трех элементов в указанных пределах склонность стали 7ХМФ к закалочным трещинам оказалась в 6 раз ниже по сравнению со стандартной сталью типа 9Х2МФ и в 4 раза ниже по сравнению со стандартной сталью с пониженным содержанием углерода» [58, 167, 168].

В источниках [50, 52, 53, 54, 55] оговорено, что сталь 75ХСМФ в большей степени, чем высокоуглеродистые стали инструментального класса, удовлетворяет требованиям, предъявляемым к валковой продукции, особенно в части обеспечения вязкости закаленного рабочего слоя. Показано, что данная сталь является комплексно-легированным сплавом и характеризуются достаточной пластичностью при температуре до 1000 С (78-82 %).

Валки из сталей 9Х, 9Х1, 9ХФ не отвечают современным требованиям по глубине активного слоя вследствие низкой прокаливаемости этих сталей [10 - 13]. Другие марки (9Х2МФД, 75ХСМФ, 60ХСМФ) имеют ограниченное применение из-за пониженной технологичности, которая в достаточной мере не компенсируется повышением эксплуатационной стойкости валков. Поэтому они, как правило, используются на заводе-разработчике данной стали (например, сталь 60Х2СМФ, 60ХСМФ - на ЗАО «НКМЗ» [17, 29], сталь 7Х2СМФ - на ПО «Электростальтяжмаш» [36]). Введение кремния в этих сталях наряду с хромом, ванадием и молибденом, позволило поднять прочностные характеристики стали, повысив одновременно ее сопротивляемость отпуску в интервале температур 300 – 450 С [37]. Однако достоверной информации о преимуществах и недостатках той или иной марки стали по эксплуатационной стойкости в литературе практически не имеется.

Указанные недостатки использования сталей относятся и к валкам горячей прокатки, для изготовления которых наряду с уже упоминавшимися сталями 9Х, 9Х2, 9ХФ, 9Х2МФ могут применяться стали 50ХН, 60ХН, 75ХМ (75ХМФ), 9ХМФ, а также 60Х5МФ [38]. Причем опорные валки с диаметром бочки до 800 мм обычно изготовляются из сталей малой прокаливаемости. Для опорных валков диаметром свыше 1000 мм широко используется сталь 9ХФ (ЗАО «НКМЗ») и 75ХМ (75ХМФ) (ОАО «Уралмаш»).

Использование стали типа 75ХМ отражает тенденцию к снижению содержания углерода с целью повышения технологичности на основных переделах. Снижение углерода в данных пределах не приводит к потере твердости после закалки [40]. Износостойкость поверхностного слоя снижается также незначительно. Благодаря наличию 0,2-0,3 % молибдена данная сталь обладает более высокой прокаливаемостью, чем сталь 9ХФ.

Для особо крупных валков разработаны стали типа 70Х2ГМФ [41], 70Х2ГНМФ [26] и 70Х2МФБ [44]. По сравнению с применяемыми сталями они обладают повышенной прокаливаемостью вследствие комплексного легирования и обеспечивают высокую твердость как после улучшения, так и после нормализации, что обусловлено повышенным содержанием сильных карбидообразующих элементов [52, 53, 58, 67].

Предложенная для крупных опорных валков сталь 8ХСМ имеет в 2-2,5 раза большую прокаливаемость по сравнению со сталями 75ХМ и 9ХФ [38] и по своим эксплуатационным характеристикам превосходит сталь 9ХФ в 1,5-2 раза [33]. Введение в сталь 8ХСМ церия приводит к снижению порога хладноломкости и измельчению зерна [40]. Высокую устойчивость переохлажденного аустенита имеет сталь 60Х3МФА, в которой мартенситное превращение при непрерывном охлаждении наблюдается вплоть до скорости 1080 С/ч. Сочетание высокой прокаливаемости с повышенными прочностными свойствами обеспечивается за счет введения повышенного количества молибдена и ванадия [36-38].

В настоящее время в разработке новых марок сталей для прокатных валков возникла тенденция не только к снижению содержания углерода, о чем было сказано ранее, но также к повышению содержания хрома до 3,0-5,0 % [38, 40, 41], кремния до 1,5 % [41-44]. В сталях для опорных валков характерно повышение содержания никеля и молибдена до 1,0-1,2 % [38, 41, 44, 52]. Однако в связи с тем, что данные элементы являются дефицитными, некоторые авторы [53, 58, 67] предлагают снижать их содержание в стали. При этом для сохранения уровня прокаливаемости предлагается увеличить содержание хрома до 2,5-3,5 %, марганца до 1,7 % [41, 44], применять микролегирование бором [41]. В некоторых случаях предлагается дополнительное легирование титаном, ниобием, танталом [52-58].

Представленные данные свидетельствуют о довольно низком уровне служебных свойств валков российского производства, что подтверждается и данными анализа эксплуатационной стойкости валков [10, 13, 61, 68, 69]. Так, 50 % рабочих валков холодной прокатки, 40 % опорных валков горячей прокатки и почти 85-90 % опорных валков холодной прокатки не дорабатывают до естественного износа, а выходят из строя по выкрошкам, отслоениям, разрушениям усталостного характера и т.п. Одними из основных причин пониженного качества выпускаемых в настоящее время валков являются низкая конструктивная прочность применяемых сталей и устаревшая технология термической обработки.

В работе [12] приведен сравнительный анализ сталей со стабильной и нестабильной структурой аустенита. Авторы указывают, что интенсивность протекания мартенситного превращения в поверхностном слое при изнашивании определяется, как типом аустенита, так и характером легирования. Упрочнение и износостойкость сталей с нестабильной аустенитной структурой зависит от количества мартенсита, возникающего в процессе износа, и от его свойств. Определенные выводы указанной работы сомнительны в части того, что «хромистые стали 150X3, 140X8 обладают большей склонностью к образованию мартенсита деформации, чем хромомарганцевые (50X10Г7) и хромоникелевые (50X10Н7)», поскольку сопоставляемые системы различаются как природой, так и степенью легирования, что в данном конкретном случае имеет определяющее значение. Авторы работы [14] сообщили о разработке трех групп износоустойчивых сталей с метастабильным аустенитом, предназначенных для эксплуатации определенных типов изделий (60Г13Л, 60Х4Г10Л, 20Г7Х2Л). Эксплуатационная стойкость данных сталей превышает стойкость отливок из стали 110Г13Л на 20-50 %.

Распад аустенита при непрерывном охлаждении

Литературные источники указывают [1, 13, 56], что в основу корректной разработки технологии термического упрочнения сталей и сплавов заложен анализ экспериментально полученных, термокинетических диаграмм распада аустенита, так как их построение позволяет получить уточненные сведения об интервалах протекания тех или иных фазовых переходов при охлаждении в широком интервале скоростей охлаждения и провести полный анализ структурных составляющих. Когда речь идет о разработке новых сталей и сплавов, состав которых усложнен легирующим комплексом, данный вопрос становится наиболее актуальным.

Основываясь на данном положении исследование кинетики распада аустенита в разработанных сталях 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР, осуществлялось с посредством анализа термокинетических диаграмм распада аустенита, полученных при непрерывном охлаждении в установленных диапазонах скоростей охлаждения (рисунок 3.4). При получении экспериментальных диаграмм распада аустенита стандартные образцы нагревали со скоростью 3 С/с до оптимальной (установленной ранее экспериментальным путем) температуры аустенитизации 1000 С, выдерживали до завершения процесса образования и гомогенности аустенита и охлаждали в интервале скоростей 10-0,025 С/с для стали 100X3Г2МТР, 10-0,013 С/с для стали 70Х3Г2ВТБ и 10-0,015 С/с для стали 70Х3Г2ФТРдо комнатной температуры. Интервалы температур перлитного и промежуточного бейнитного превращения определяли по перегибам на дилатометрических кривых. На стадии охлаждения регистрировали факты образования феррито-карбидных структур, бейнита и мартенсита, а также начало, приостановку и завершение образования отдельных избыточных фаз.

Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита (рисунок 3.4) свидетельствуют, что максимальной устойчивостью аустенита к распаду по перлитному и бейнитному механизму обладает сталь 70Х3Г2ВТБ. Наличие вольфрама в микролегирующем комплексе значительно подавляет диффузионные процессы начиная со скорости охлаждения 0,1 С/с, тогда как в стали 70Х3Г2ФТР, микролегированной ванадием, перлитное и бейнитное превращение подавляется от 0,35 о С/с.

Минимальной стойкостью к распаду аустенита по I и II ступени обладает сталь 100Х3Г2МТР, содержащая в качестве основного микролегирующего элемента молибден. На ТКД зафиксирован интервал скоростей бездиффузионного распада 0,4 - 0,5 С/с. Сравнительные данные критических скоростей охлаждения в перлитном и мартенститном интервале для разработанных сталей указаны в таблице 3.2.

Дилатометрический анализ дополнен структурными исследованиями разработанных сталей (рисунок 3.5). Видно, что мартенсит в стали 100Х3Г2МТР, образующийся после закалки, имеет пакетную морфологию и значительное количество остаточного аустенита до 20 % по данным магнитометрии и рентгеноструктурного анализа. Структура закаленной стали 70Х3Г2ФТР также обозначена дисперсными кристаллами мартенсита пакетной морфологии, однако количество остаточного аустенита мало (в пределах 7-10 %); протяженность мартенситных блоков составляет в среднем около 1,5 мкм. В стали 70Х3Г2ВТБ образуется пластинчатый мартенсит с меньшим содержанием непревращенного аустенита в локальных микрообъемах не более 5 %. Микротвердость мартенситной фазы для стали 100Х3Г2МТР порядка 800–830 HV, в то время как в сталях 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ она несколько ниже (780 – 800 HV).

Световая микроскопия разработанных сталей, охлажденных со скоростью 0,1 С/с (рисунок 3.6), показала, что устойчивость аустенита в перлитном интервале под влиянием различий в микролегирующем комплексе, имеет некоторые принципиальные отличия. Так, в стали марки 100Х3Г2МТР, имеющей минимальную устойчивость аустенита к распаду по диффузионному механизму, образуется преимущественно структура перлита (HV 450) незначительной долей бейнитной составляющей (HV 580).

В соответствии с полученной термокинетической диаграммой марки 70Х3Г2ФТР доля перлитной составляющей (380 HV) в ней заметно сокращается за счет роста объема бейнитной фазы (700 HV) (рисунок 3.6). Наибольшей инертностью к распаду аустенита по первой и второй ступени при одинаковых скоростях охлаждения обладает сталь 70Х3Г2ВТБ. Охлаждение в более низком интервале скоростей от 0,3 до 0,1 С/с для 100Х3Г2МТР, 0,2-0,05 С/с для 70ХЗГ2ФТР и 0,07-0,015 С/с для 70Х3Г2ВТБ вызывает распад переохлажденного аустенита по первой и второй ступеням. При выбранных скоростях охлаждения наблюдается неполный распад аустенита с образованием феррито-карбидной смеси. Непревращенный объем аустенитных зерен при достижении определенного температурного диапазона претерпевает бейнитное превращение.

Литературные источники [3, 56, 117] свидетельствуют, что на стадии бейнитного распада непревращенная часть аустенита насыщается углеродом, что снижает температуру мартенситной точки. Промежуточное превращение не происходит до полного образования бейнитной структуры, оставшаяся часть аустенита всегда претерпевает мартенситный распад (рисунок 3.6).

В интервале скоростей охлаждения 0,05 - 0,025 С/с в стали 100Х3Г2МТР; 0,025-0,015 С/с - 70Х3Г2ВТБ; 0,013 С/с - 70Х3Г2ВТБ мартенситное превращение не наблюдается, формируется феррито-цементитная структура с обособленными карбидными частицами и отдельными объемами остаточного аустенита.

Выполненные исследования кинетических особенностей разработанных сталей показывают, что легирующий комплекс оказывает различное влияние на распад аустенита. При этом, в полученных микролегированных системах можно наблюдать как увеличение инкубационного интервала, так и замедление скорости и полноты превращения.

Проведенные исследования позволили установить, что стали 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ, микролегированные V, Ti, W, B и Nb, обладают значительной устойчивостью аустенита к распаду по первой и второй ступеням, чем сталь 100Х3Г2МТР, легированная Mo, Ti и B. Объяснение, что легирующий комплекс системы микролегирования сталей 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ формирует более устойчивые дисперсные карбиды, представляется наиболее вероятным. В системе 100Х3Г2МТР, несмотря на повышенное содержание углерода, содержится значительно меньший объем специальных карбидных частиц упрочнителей в свободном виде. Температура растворения подобных соединений понижена, аустенит более обогащен углеродом, что, в свою очередь, влияет на устойчивость стали к распаду по перлитной и промежуточной ступени.

Приведенные данные позволили конкретизировать влияние рассматриваемых легирующих комплексов на структурообразование разработанных сталей, обосновать параметры термической обработки с учетом особенностей протекания фазовых превращений.

Моделирование физико-механических процессов при термической обработке готовых изделий из исследуемых микролегированных сталей

Реализация разработанных режимов термического упрочнения на готовых изделиях всегда сопряжена с рядом трудностей, вызванных масштабным фактором, возможной поводкой, короблением и даже разрушением изделия на данном этапе в связи с термическими напряжениями при нагреве и охлаждении. Поэтому, перед внедрением режимов термической обработки, методами математического моделирования в визуальной среде «ANSYS» проведен расчет температурного и напряженного состояний при термической обработке валков горячей прокатки из стали 70Х3Г2ВТБ, штампов горячего деформирования из стали 70Х3Г2ФТР и бронеплит бункеров из стали 100Х3Г2МТР.

Расчет основан на использовании метода конечных элементов, который учитывает последовательное решение двух задач: теплопроводности, где рассчитывается температурное поле по сечению металлургического инструмента, и термоупругопластичности для расчета остаточных термических напряжений. Определение температурного поля по сечению изделия связано с решением нестационарной нелинейной задачи теплопроводности в двумерной осесимметричной постановке [128].

Исходными данными для выполнения расчета установлены габаритные размеры инструмента, температурные параметры термической обработки, температура окружающей среды, теплофизические характеристики материала -теплоемкость и теплопроводность.

На рисунке 4.26 представлены модели металлургического инструмента: валка горячей прокатки, штампа горячей деформации и футеровочной бронеплиты. На модели нанесено сеточное разбиение по тепловым областям.

Расчет напряжений выполнен для материала с нестабильной структурой. В основе решения заложен шаговый метод дополнительных (начальных) деформаций. Задача термоупругости решалась методом конечных элементов, причем сетки задач МКЭ и симплекс-элементов совпадали.

Для решения спланированной системы линейных алгебраических уравнений на каждом шаге по времени использовали уравнения Гаусса с раздельными операциями обратного хода и факторизации, что позволило при итерационном уточнении упругопластического решения на каждом отдельном шаге операцию факторизации проводить единовременно, на итерациях применять только процедуру обратного хода, что значительно упростило расчет [96-98].

Полученные схемы распределения температурных полей и напряжений по сечению металлургических изделий представлены на рисунках 4.27-4.29.

Анализ распределения температурных полей по сечению крупногабаритного инструмента позволил сделать вывод: на этапе предварительных режимов термической обработки наблюдается наиболее равномерное распределение температур, при этом температурный градиент по сечению не более 10 С. Упрочняющая термическая обработка (закалка) приводит материал инструмента в боле напряженное состояние, градиент температур повышается (особенно в центральной части изделий) и составляет порядка 18-20 С. Нужно отметить, что разработанные режимы высокотемпературного отпуска вызывают значительную компенсацию напряжений, температурный перепад по сечению крупногабаритного инструмента выравнивается и не превышает 1-5 С, что соответствует пределам допустимых норм.

Расчеты напряжений для валка из стали 70ХЗГ2ВТБ показывают, что на этапе охлаждения с температуры комбинированного сфероидизирующего отжига при температуре 780 - 800 С максимальные осевые напряжения возникают на начальной стадии охлаждения, через 1 мин после начала снижения температуры. Принцип распределения напряжений по сечению бочки валка на данном этапе термической обработки представлен на рисунках 4.30, 4.31. На моделях указана правая верхняя часть продольного сечения бочки в силу симметрии процесса охлаждения. Природа возникающих напряжений при охлаждении по сечению инструмента в виде валка отличается: на поверхности изделия осевые напряжения растягивающие, а по оси - сжимающие и соответствуют значениям 140 -180 МПа. В процессе комбинированного охлаждения изделия температура перлитного распада соответствует 600-650 С, осевые напряжения при этом меняют знак. На рисунке 4.30 представлена модель распределения осевых напряжений для времени охлаждения при сфероидизации – 2,5 ч. Температура поверхности на стадии охлаждения соответствует 640 С, оси – 680-700 С. Рисунок 4.31 иллюстрирует, что к моменту окончания охлаждения уровень напряжений значительно снижается и соответствует – 30 – 40 МПа на поверхности и 80 – 100 МПа на оси.

Анализ моделей, демонстрирующих распределение напряжений на стадии закалки в масле с 1000 оС показывает (рисунок 4.30), что максимальные растягивающие напряжения 600 МПа, генерируются на глубине равной 1/3 радиуса валка, при этом температура в указанной области порядка 380 – 400 оС. В этот момент на оси валка максимум растягивающих напряжений приходится на 30 - 40 МПа, причем температура указанной зоны также около 400 оС. При охлаждении с температуры закалки сжимающие напряжения максимальны, соответствуют 780 МПа при температуре поверхности 100 оС.

Высокотемпературный отпуск компенсирует уровень напряжений. При окончании процесса термического упрочнения, на этапе медленного охлаждения от температуры отпуска осевые напряжения изменяются от +50 МПа на оси до –30 МПа на поверхности. Данный факт соответствует минимальному градиенту температур и отсутствию структурных превращений, связанных с изменением кристаллической структуры металлической основы. Нужно отметить, что процессы дисперсионного упрочнения разработанной стали генерирование новых напряжений на стадии окончательной термической обработки не вызвали.

Распределение осевых, радиальных и тангенциальных напряжений представлено на рисунке 4.31. Показано, что уровень осевых напряжений значительно выше, чем окружных и радиальных, при этом максимальные растягивающие радиальные напряжения вблизи срединного сечения достигают 20 МПа, а на оси приходят в ноль. «Осевые напряжения изменяются в этой области от +53 на оси до –28 МПа на поверхности, а окружные соответственно от +25 до –16 МПа. Вблизи шеек на всех трех эпюрах имеются зоны краевого эффекта с повышенным уровнем напряжений. Наиболее опасные с точки зрения хрупкой прочности растягивающие напряжения в этой зоне составляют 46, 64 и 50 МПа» [94].

Для молотового штампа горячего деформирования из стали 70Х3Г2ФТР и футеровочной бронеплиты из стали 100Х3Г2МТР методами математического моделирования аналогичным образом произвели расчет уровня и распределения температурных и структурных полей, формирующихся в указанных изделиях на различных этапах их термического упрочнения. Расчеты напряженного состояния штампа показывают, что при охлаждении с температуры отжига в начальный период времени напряжения минимальные (рисунок 4.32, а), их значения не превышают 1 МПа. Максимальные напряжения возникают после 16 ч. 42 мин. от начала охлаждения (рисунок 4.32, б) и составляют 28 МПа. Причем все напряжения растягивающие.

Изготовление опытной партии отливок бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР

Также проведено экономическое обоснование применения разработанной марки 100Х3Г2МТР в производстве деталей повышенной износостойкости. На основании выработанных рекомендаций была подготовлена промышленная партия бронефутеровочных плит бункеров доменного цеха и проведено их промышленное апробирование на предприятии ООО «Уральская сталь», г. Новотроицк.

Бункерная эстакада доменного цеха ООО «Уральская сталь» предназначена для хранения оперативного запаса шихтовых материалов (агломерат, окатыши, кокс, известняк, бокситы) и их дозированной выдачи. Стенки бункеров испытывают постоянное абразивное и ударно – абразивное воздействие шихтовых материалов. Для увеличения срока их службы стенки бункеров и их течки футеруют специальными бронеплитами, которые отливают из стали 110Г13Л. Основная проблема при обслуживании и эксплуатации бункерной эстакады заключается в проведении частых текущих ремонтов (каждые 5-7 дней), которые сопровождаются значительными затратами трудовых и материальных ресурсов (необходимость очистки и ремонта бункера в тяжелых и опасных условиях труда для обслуживающего персонала, связанных с повышенной запыленностью и вибрацией).

На основании проведенных исследований к замене стали 110Г13Л был предложен разработанный химический состав износостойкой стали 100Х3Г2МТР для изготовления футеровочных бронеплит бункеров доменного цеха, работающих в условиях повышенного износа, а в отдельных случаях при повышенных температурах до 250-300 C (для горячего агломерата).

Разработанную сталь 100Х3Г2МТР выплавляли в фасонно – литейном цехе ОАО «Уральская сталь» г. Новотроицк в электропечи ДСП-6.0 с основной футеровкой. Для получения отливки футеровочной бронеплиты литейные формы изготавливали из жидкостекольной смеси с химическим твердением. Формовку осуществляли на встряхивающих формовочных машинах модели с верхней подпрессовкой. Непосредственно перед сборкой осуществляли сушку полуформ газовыми горелками до температуры 250 C. В целях улучшения качества поверхности отливки после затвердевания, полуформы покрывали противопригарным спиртоводным раствором циркониевой пасты. Содержание шихтовых материалов (в % по массе) для выплавки экспериментальной партии бронеплит приведено в таблице 6.8.

Завалку шихтовых материалов осуществляли в «горячую печь». Последовательность завалки осуществлялась следующим образом: в центральную зону агрегата, ближе к расходуемым электродам, помещали крупные куски (30 %), ближе к откосам – средний лом (55 %), на под печи и верхнюю часть завалки – мелкий лом (порядка 10-15 %). Процесс выплавки осуществляли исключая окислительный период. В процессе появления жидкого расплава и стабилизации жидкой ванны по химическому составу и температурному режиму наводили свежеобожженный шлак с основностью порядка 2.8. Использовали известковый шлак следующего состава: СаО – 90 %, SiO2 до 2 %, S до 0,1 %. В процессе выплавки соблюдали следующий порядок ввода легирующих элементов:

- в начале плавки в печь присаживали ферромолибден;

- ферромарганец вводили в печь как в начале, так и по ходу рафинирования металла;

- феррохром присаживали после предварительного раскисления, за 10 минут до выпуска металла в ковш;

- чушковый алюминий помещали в ковш для окончательного раскисления в количестве 1,1 кг/т;

- ферробор в количестве 28 кг вводили на дно ковша при выпуске металла.

В процессе ведения плавки осуществляли контроль химического состава экспресс-методом. Контролировали процентное содержание углерода, марганца, хрома и вредных примесей. Температура выпуска металла в ковш – 1620 C. Контроль температуры осуществляли W-Re термопарой как в печи, так и в ковше.

После окончания плавки приступали к разливу металла. Готовый металл сливали после снятия напряжения с электропечи в пятитонный стопорный ковш, предварительно подогретый газовыми горелками до температуры 350-400 C. При разливке контролировали высоту струи, скорость и наводку струи в центр воронки, а также продолжительность заливки, которая не превышала 10 мин. (рисунок 5.1).

Во время разливки металла в форму отбирали пробы для определения химического анализа, изготовления стандартных образцов для проведения механических испытаний и образцов – свидетелей для контроля параметров структуры на основных этапах технологического цикла. Время охлаждения отливок массой до 150 кг из разработанной стали составляло от 45 до 60 мин. Указанным способом залили 12 литейных форм из которых получено 24 шт. отливок бронеплит, (рисунки 6.8, 6.9).

Охлажденные формы выбивали на инерционных решетках, отделение фрагментов литниково-питающих систем выполняли электросваркой, после чего проводили дробеструйную обработку отливок от загрязнения и окалины. Выход годных отливок по отношению к массе шихтовых материалов соответствует 85 %.

Визуальный осмотр поверхности литья показал, что литая поверхность полученных отливок бронеплит признана удовлетворительной несмотря на наличие незначительных участков поверхностной газовой пористости. Чертеж и фотографии отливок бронеплит из опытной стали с элементами литниково питающих систем представлены на рисунках 6.10. и 6.11.

Опытную партию отливок в количестве 24 штук заклеймили и направили на термическую обработку. Термическое улучшение (отжиг, закалку и высокотемпературный отпуск) проводили в механическом цехе №2 ОАО «Уральская сталь» г. Новотроицк в камерной электропечи марки СНОЛ 1000/12. Твердость поверхности бронеплит после термической обработки составляла 58 -60 HRC.

Термообработанные бронеплиты бункеров поступили в доменный цех, где были проведены опытно-промышленные испытания. Опытные бронеплиты были установлены на бункерах №2 и №3 бункерной эстакады доменного цеха ОАО «Уральская сталь» одновременно с базовыми бронеплитами из стали 110Г13Л на бункерах №4 и №5.

Бункерная эстакада состоит из ряда рудных бункеров призматической формы с выходными отверстиями и разделенными между собой вертикальными стенками, которые футеруются бронеплитами. Сверху бункера, чтобы избежать попадания в них больших кусков шихты и для обеспечения безопасности людей, перекрыты решеткой из рельсов или толстых полос так, что образуются отверстия размером 200200300300 мм. На одну доменную печь приходится по два бункера для переработки кокса, 12 - 16 бункеров для размола руды, 8 - 12 бункеров для измельчения флюсов и 6-8 бункеров для переработки ферросплавов.

В процессе эксплуатации один раз в сутки осуществляли визуальный осмотр бункеров с целью выявления степени износа футеровочных бронеплит из разработанной стали 100Х3Г2МТР и базовой стали 110Г13Л. Опытная эксплуатация осуществлялась до полного износа бронеплит. Эксплуатационные показатели по базовому и проектному варианту представлены в таблице 6.9.

Внедрение предложенного разработанного состава износостойкой стали марки 100Х4Г2МТР и технологии упрочнения для бронеплит бункеров в количестве 24 штук позволило повысить их работоспособность по сравнению с данными деталями из стали 110Г13Л на 452 часа.

С целью расчета экономического эффекта от замены стали проводили калькуляцию себестоимости изготовления изделий до и после замены. Предварительные расчеты проведены на 5000кг. Исходные данные для проектирования приведены в таблице 6.10.