Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Стали для валков станов холодной прокатки листа и ленты, деталей станов XIIГ и направления их развития 8
1.1 Условия работы и требования, предъявляемые к валкам и основным деталям прокатною инструмента станов ХПТ 8
1.2 Основные этапы развития и совершенствования сталей для валков станов холодной прокатки листа, ленты, роликов и оправок станов ХПТ 19
1.2.1 Стали перлитної о класса типа «90Х»... 19
1.2.2 Стали карбидо-мартенситного класса ... 22
1.2.3 Стали лсдебуритної о класса 23
1.2.3.1 Высокопроизводительные валковые стали зарубежных фирм 23
1.2.3.2 Опыт применения сталей карбидо-мартенситного и ледебуритного классов на отечественных заводах 26
1.3 Факторы, определяющие работоспособность валковых сталей 31
1.3.1 Неіативная роль немегаллических включений 31
1.3.2 Роль карбидной фазы в повышении износостойкости сталей для валков холодной прокатки 31
1.3.3 Применение радиально-сдвш овой прокатки сталей о класса при изютовлении валков и роликов станов холодной прокатки лен гы и станов ХПТ 33
1.3.4 Упрочнение поверхностною слоя валков 34
1.3.5 Применепие обработки холодом для повышения твердости валковых сталей 35
1.3.6 Взаимосвязь качества поверхности рабочих валков с их производительностью 37
Заключение... 41
Глава 2 Материалы и методы, используемые при проведении исследований 41
2.1 Материалы для исследования
2.1.1 Шарикоподшипниковая сталь ШХ15. 42
2.1.2 Хромистая инструментальная сталь ледебуритиого класса 160Х12М 42
2.1.3 Быстрорежущие стати Р6М5 и ЭП-682-1II 45
2.1.4 Валковая стать 90ХС 47
2.1.5 Материал тонкостенных труб - нержавеющая хромо-никелевая сгаль12Х18НЮГ 47
2.1.6 Способы выплавки и передела исследуемых сталей
2.1.6.1 Особенности выплавки и прокатки стали ШХ15 52
2.1.6.2 Производство сортовых заготовок стали 160X12М 53
2.1.6.3 Иотучение сортовой заіотовки РСП стали Р6М5 55
2.1.6.4 Выплавки и горячий передел быстрорежущей стали повышенной производительности ЭП-682-1Н 55
2 2 Методы измерения твердости... 57
2.2.1 Измерение твердости по Бринеллю 57
2.2.2 Измерение твердости но Роквеллу 58
2.2.3 Измерение твердости но Виккерсу 58
2.3 Me годы структурного анапиза... 59
2.3.1 Металлографический анализ 59
2.3.2 Цветная металлография 59
2.3.3 Электронная микроскопия (метод фольг) 60
2.4 Методы механических испытаний 64
2.4.1 Испытания на растяжение при комнатной температуре 64
2 4.2 Методика определения ударной вязкости 65
2 5 Краткая характеристика оборудования для термической обработки прокатною инструмента из сталей ШХ15,160Х12М, Р6М5 и ЭП-682-Ш... 65
2.6 Методы оценки величины обезуглероженного слоя в образцах и изделиях из сталей ШХ 15,160X12М,Р6М5 и ЭП-682-1 II 67
2.7 Определение количества магнитной фазы (а) в обращах стали 12X181IIОТ после холодной пластической деформации... 72
2.8 Оценка качества и состояния рабочих поверхностей прокатної о инструмента... 74
Глава 3 Анализ причин пониженной стойкости деталей прокатного инстр) мен гастанов XII Г, изготовленных из стати ІІІХ15
3.1 Исследование поверхностных дефектов, образующихся в процессе изготовления и эксплуатации роликов, оправок, опорных планок
3.2 Изучение причин большою разброса и низкого значения твердости прокатною инструмента поверхностного слоя ... 86
3.3 Локальный износ оправок и стали ШХ15 («седло»)... 86
Глава 4 Разработка новой технологии, повышающей качество прокатної о инструмента из стали UIX15 89
4.1 Твердость - основной показатель эксплуатационной стойкости прокатного инструмента 89
4.2 Разработка и изготовлении оснастки, позволяющей СНИІИТЬ обезуглероживание и повысить закаливаемость стали ШХ15 в изделиях... 89
4.3 Закалка «через воду в масло» и обработка холодом с целью получения максимальной твердости 66,0-67,0 HRC стали ШХ 15 94
4.4 Разработка технолої ии получения в изделиях из стали 90ХС твердоеш 69,0 HRC 102
4.5 Закалка оправок из стали ШХ15 в штампах... 103
Глава 5 Изучение факторов, определяющих пластичность и вязкость стали ШХ 15 105
5.1 Исследование аномальных структур в горячекатаных сортовых шюговках стали 111X15 105
5.2 Технологическая пластичность стали ШХ 15 и факторы ее определяющие ... 110
5.3 Анизотропия механических свойств горячекатаных штанг стали ШХ15... 114
5.4 Анализ природы и механизма образования «белой зоны» в поверхностном слое тяжелонаїруженньїх рабочих валков листопрокатных станов 118
Глава 6 Опробование сталей ледебуритного класса в качестве материалов дія легален прокатного инструмента станов ХПТ и тяжело нагруженных штампов ... 125
6.1 Оценка производительности роликов станов ХПТ из сіапей ШХ15, 160Х12М,Р6М5иЭП-682-Ш 123
6.2 Влияние радиально-сдвиїовой прокатки (РСП) на структуру и свойства быстрорежущих сталей... 128
6.3 Опыт испольювания быстрорежущих сталей в качестве материала для рабочих деталей тяжело нагруженных штампов 132
Основные выводы... 134
Слисок использованных литературных источников
- Стали карбидо-мартенситного класса
- Материал тонкостенных труб - нержавеющая хромо-никелевая сгаль12Х18НЮГ
- Изучение причин большою разброса и низкого значения твердости прокатною инструмента поверхностного слоя
- Технологическая пластичность стали ШХ 15 и факторы ее определяющие
Введение к работе
Актуальность работы
Цельнотянутые бесшовные тонкостенные трубы используются для изготовления деталей машин и оборудования ответственного назначения. К таким трубам предъявляются весьма жесткие требования по чистоте наружной и внутренней поверхности, геометрическим размерам, которые в свою очередь в значительной степени зависят от качества основных рабочих деталей станов холодной прокатки труб (ХПТ): роликов, оправок, направляющих планок.
В настоящее время прокатный инструмент станов ХПТ, используемых при производстве бесшовных тонкостенных труб, изготавливают из стандартных валковых сталей 90Х, 90ХФ, 90Х2МФ и др., а также из сталей близких к ним по составу 100Х, 100ХВГ, ШХ15. Широкое применение имеет шарикоподшипниковая сталь ШХ15, с повышенной чистотой по неметаллическим включениям, что способствует заметному увеличению контактной выносливости валков станов холодной прокатки листа, ленты, основных рабочих деталей станов ХПТ.
При использовании качественных заготовок стали ШХ15, в которых отсутствуют карбидная сетка, участки карбидной ликвации, резко выраженная карбидная полосчатость, а также при правильно проведенной термической обработке (закалке с низким отпуском на твердость 62 - 64 HRC), указанные выше детали прокатных станов характеризуются, в большинстве случаев, удовлетворительной работоспособностью. Однако постоянное увеличение эксплуатационных параметров станов холодной прокатки и станов ХПТ, связанное с ростом производительности и увеличением контактных напряжений в очаге деформации до 2200-2600 МПа, требует повышения усталостной прочности и износостойкости валковых сталей.
Целью работы являлось изучение условий работы основных рабочих деталей станов ХПТ (роликов, оправок, направляющих планок), используемых при производстве тонкостенных труб из нержавеющих сталей и разработка мероприятий по повышению качества и работоспособности этих деталей.
Для достижения поставленной цели решались следующие основные задачи:
- анализ причин выхода из строя роликов, оправок, направляющих планок станов
ХПТ, изготавливаемых из стали ШХ15;
- разработка рекомендаций по повышению качества прокатного инструмента;
поиск и разработка новых высокоэффективных валковых сталей карбидного и ледебуритного классов;
использование радиально-сдвиговой прокатки (РСП) для повышения качества металла валковых сталей ледебуритного класса;
опытно-промышленное опробование новых сталей и технологий при производстве высококачественного прокатного инструмента.
Научная новизна
На основе анализа причин пониженной стойкости роликов, оправок направляющих линеек станов ХПТ из стали ШХ15 сформулированы основные требования к материалам, из которых изготавливаются указанные детали.
Установлена количественная зависимость между твердостью и производительностью основных рабочих деталей станов ХПТ.
Разработаны режимы термической обработки, позволяющие повысить твердость прокатного инструмента станов ХПТ из стали ШХ15 с 57-60 HRC до 64- 66 HRC. При этом производительность роликов возрастает в ~ 2 раза.
Установлено, что после высокого отпуска (680-700С - 10-12 часов) предварительно отожженных по стандартному режиму горячекатаных заготовок стали ШХ15, в структуре отсутствуют участки пластинчатого перлита, что способствует повышению механических свойств изделий и контактной выносливости деталей станов ХПТ.
Показано, что замена перлитной стали ШХ15 на стали ледебуритного класса (160Х12М и Р6М5) позволяет дополнительно повысить производительность прокатного инструмента станов ХПТ.
Использование радиально-сдвиговой прокатки на больших углах позволяет сформировать в поверхностном рабочем слое валковых сталей ледебуритного класса структуру естественного композиционного материала: мартенситной матрицы (Hv=6000-7500 МПа) с равномерно распределенными в ней дисперсными частицами легированных карбидов (Hv= 15000-32000 МПа).
Анализ природы и механизма образования «белой зоны» в поверхностном активном слое тяжелонагруженных рабочих валков станов холодной прокатки показал технико-экономическую целесообразность снятия их с эксплуатации до момента образования трещины на границе «белой зоны» и основного металла с последующим длительным низкотемпературным отпуском для снятия напряжений. При этом в активном рабочем слое валка сохраняется «белая зона», характеризующаяся исключительно высокой твердостью.
Практическая ценность
На основе анализа различных факторов, оказывающих влияние на качество основных рабочих деталей станов ХПТ (роликов, оправок, направляющих планок) разработана технология термической обработки этих изделий на твердость 64-66 HRC, позволяющая повысить их производительность в ~ 2 раза в условиях цеха № 42 ОАО «Машиностроительный завод» г. Электросталь.
Разработана технология бездеформационной закалки длинномерных изделий (оправок станов ХПТ) в штампах, исключающая горячую ручную правку, повышающая качество поверхности и снижающая припуск под окончательную шлифовку.
Показана целесообразность использования в качестве материала для изготовления прокатного инструмента станов ХПТ сталей ледебуритного класса (160Х12М, Р6М5 и др.)
Апробация работы
Основные результаты работы доложены на:
Всероссийской научно-технической конференции МГТУ им. Н.Э.Баумана, г. Москва, 14-15 апреля 2004 года.
IV Международном конгрессе «Машиностроительные технологии'04», Болгария, г. София, сентябрь 2004г.
Всероссийской научно-технической конференции «Состояние, проблемы и перспективы развития металлургии и обработки металлов давлением», МГВМИ, г. Москва, 21-22 ноября, 2006 года.
7-ой Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы, технологии и их использование в технике» г. Санкт-Петербург, 10-11 октября, 2006г.
Первой международной конференции «Деформация и разрушение материалов», ИМетРАН г. Москва, 15 ноября 2006г.
Публикации
По теме диссертации опубликовано 13 работ.
Объем работы
Диссертация состоит из введения, 6 глав и выводов, изложена на страницах
машинописного текста, содержит 56 рисунков, 29 таблиц и список литературы из 115 наименований.
Стали карбидо-мартенситного класса
Следует отметить, что при снижении твердости вклад карбидной фазы в повышение износостойкости вофастает. 1ак, если твердость составляет 60 HRC, то различие в износо-сюйкости (ДС - рисунок 7) сталей KR21 и RP53 - 15 %. При твердости всего 50 IIRC различие в и шосостойкости увеличивается до 28% (рисунок 7)
В работе [11] подчеркивается, что и сталей типа «90Х» наибольшей износостойкостью обладает валковая сталь типа 90X2, имеющая структуру мелкоигольчатого маргенеига с равномерно распределенными в объеме металла частицами карбидов. Мелкоиюльчатыи мартенсит образуется из мелкозернистого аустенита, получаемого при быстром нагреве иод $акалку токами высокой частоты (ТВЧ) [65], а мелкие, равномерно распределенные в меіал-ле карбиды результат значительного укова [47]; для сталей карбидного класса такая структу-ра получается, если уков превышает 100 [64].
Присутствие в структуре сталей ледебуритного класса частиц первичных карбидов с одной стороны повышает их износостойкость, а с другой - способствует снижению контактной прочности, т.к. крупные частицы угловатых карбидов играют роль хрупких неметаллических включений [50,60].
Разработанная на кафедре «Пластической деформации специальных сплавов» МИСиС новая технология винтовой прокатки [63], получившая позднее название «радиалыю-сдвшовая прокатка» (РСП), позволяет осуществлять проработку поверхностного слоя горячекатаной сортовой заготовки на глубину до 1/3 радиуса со степенью деформации соответствующей укову 120-150 [47] при классической продольной прокатке.
РСП позволяет получать в поверхностном слое горячекатаной заюювки сечением до 80мм балл карбидной неоднородности не более 1 [32]. В случае продольной же прокатки в сечениях от 60 мм до 90 мм балл карбидной неоднородности составляет 5 и бопее [64].
Кроме тою, согласно предварительным данным структурною анализа при РСП, по-видимому, в результате резкого повышения температуры в очаге деформации («скачок» превышает 100С) происходит растворение острых кромок карбидов. В работе [64] показано, что нагрев литой быстрорежущей стали до температур близких к температуре «солидус» приводит к частичному растворению первичных карбидов ледебуритной эвтектики. Поэтому после PCI І в поверхностном слое заютовок сталей ледебурит ною класса [32,43] набчюдаются мелкие, равномерно распределенные в объеме меіалла первичные карбиды, у которых отсутствуют острые углы и кромки. Именно такая сірукгура соїласно данным работы [11] в максимальной степени способствует повышению контактной прочности валковых сталей.
Опытные данные показывают, что при различных видах упрочнения пластическим деформированием осей и бандажей, а также сплошных прокатных валков предел выносливости металла повышается.
Как отмечают авторы работы [66], применение поверхностных методов нрочнения (ІШДУ) позволяет существенно повышать предел выносливости деталей с концентраюрами напряжений и во многих случаях при надлежащем выборе режима ППДУ ночностыо устранить их неіативное влияние. Учет этого технологическою фактора оценивается коэффициентом СМм.о. Рио = (5) tf-іисх. іде: Си, „ - предел выносливости при данном (конкретном) состоянии поверхности валка СУ.1ИСЧ - предел выносливости при наиболее качественной механической обработке (например, при полировании)
При переходе от более чистой к ірубой обработке с увеличением предела прочности интенсивность снижения предела выносливости увеличивается. Поэтому валки из высокопрочных сталей и сплавов должны иметь тщательно обработанную поверхность. Следует $а-метить, что в зависимости от вида механической обработки глубина наклепанною слоя, а следовательно, и уровень остаточных напряжений раншчны [66].
Гак, при черновом точении глубина наклепанного слоя составляет 0,2-0,5 мм. Обкатка рочиками позволяет достигать глубины наклепанною слоя 2-12 мм [66]. 1.3,5 Применение обработки холодом для повышения твердости валковых сталей
Одной из причин ограничения содержания углерода в вачковых сталях перлитной) класса типа «90Х» (см. раздел 1,2,1) является образование в процессе закалки значительного количества устойчивою остаточного аустепита, который заметно снижает твердость [11 ]. На рисунке 8 представлена схема влияния содержания углерода на положение точек Мн, Мк и твердость закаленной стали, не содержащей легирующих элементов.
Из схемы, приведенной на рисунке 8-6 следует, что применяемая обычно «непо шая закалка» заэвтектоидиых углеродистых и низколеіированньїх сталей (90Х, 90ХС, 100ХГ, ШХ15 и других) позволяег получать твердость не выше 66 IIRC [10,47].
При повышении температуры нагрева иод закалку происходит растворение значительною количества вторичных карбидов цемеититиого типа (Fe, Сг, Мп)зС и карбидов MejjCfi. В результате уїлерод и леїирующие элементы переходят в твердый раствор, устойчивость аустенита возрастает, его количество в стали после закалки существенно увеличивается, что и приводит к замегному снижению твердости до значений 58-60 HRC [10, 47], а стали 100ХГ после закатки с температуры 1000С твердость составляет всего 50 HRC [47]. В данном случае стабилизации аустенита способствует марганец и по эгой причине в работе [19] ею содержание в валковых сталях рекомендуется ограничивать.
Следует отметить, что в случае полной закалки с ростом содержания углерода в стачи из-за увеличения количества остаточного аустенита (рисунок 8-а) макротвердость, измеряемая обычно по Шору или Роквеллу, снижается (рисунок 8-6), но при этом вследствие повышения степени тетраюналыюсти мартенсита закалки [69, 70] ею микротвердость непрерывно возрастает (рисунок 8-6).
Таким образом, задача повышения твердости сталей с содержанием углерода 1% и более заключается в получении в результате полной закалки нысокоуглсродистого аусгени-та, а затем в переводе этого аустенита в мартенсит посредством закалки в сочетании с глубоким переохлаждением до (-50)-(-70)С, получившем название «обработка холодом» [70].
Эксперимент, проведенный в настоящей работе по указанной выше схеме позвочил почучить на стачи IIJX15 промышленных плавок устойчивые значения твердости 67,5-68,0 I1RC.
Материал тонкостенных труб - нержавеющая хромо-никелевая сгаль12Х18НЮГ
Испытания образцов стали ШХ15 после различных режимов отпуска проводили согласно ГОСТ 9454-60 на стандартных образцах 10x10x55 мм с U-образным надрезом кабиной 2 мм (тип образца № 1 - ГОСТ 9454-60).
Надре наждачным камнем делали до термической обработки (закалки и нижого oi-иуска), т.к. при прореваний канавки камнем металл наїреваегея до = 300 С (іустой синий цвет побежалости на расстоянии 0,5-1,0 мм от места реза). Испытания проводили на копре МК-30 с максимальной энергией удара ЗООДж
Нагрев под закалку и отпуск деталей прокатного инструмента из сталей ШХ15, 90ХС и 160Х12М производили в электрических печах двух типов: ПН-15 (цех испытаний 01К ОАО «Завод «Электростачь») и СІ 13-6.12.4/10 (цех № 42 ОАО «Машиностроительный завод»). Схемы рабочих камер этих печей представлены на рисунке 18. Нагреватели спиральные (диаметр проволоки 4 мм) из сплава Х20Н80; максимальная рабочая температура П00С.
Печь СІ 13-6.12.4/10 (рисунок 18) имеет большое по величине іагруючное отверстие, чю способствует значительному воздухообмену с атмосферой цеха и как следствие с}іцесі-венному обе углероживанию образцов и деталей прокатного инструмента из сгалей ШХ15, 160Х12Ми90ХС.
Наїрсв иод закалку роликов, оправок и линеек из быстрорежущих сталей Р6М5 и ЭП-682-Ш производили в соляной ванне цеха испытаний ОТК ОАО «Завод «Электросталь». Состав расплава - 100% ВаСЬ. Раскисление ванны перед термической обработкой (за 5-10 минут) производили б)рой. Максимальная температура соляной ванны 1300С. Охлаждение в процессе закалки осуществляли в масле.
Кроме основной («большой») соляной ванны использовали 2-е малые соляные ванны с рабочей іемпературой 200-220С (состав 50% NaNOj и 50% KN03) и 620-650С (состав 78% ВаСЬ и 22% NaCl). Эти соляные ванны использовали для оценки степени раскисления основной закалочной ванны (100% ВаСЬ). На образцах-свидетелях мегодом В.Д.Садовского определяли наличие или отсутствие обезуглероженного слоя после нагрева в основной ванне.
ГОСГ 1763-68 «Сталь. Методы определения глубины обезуглероженноіо слоя» ире-д)сматривает 4 основных метода: 1 -металлографические «М» - для конструкционных сталей, «М1»- для заэвтекгоидных сталей и «М2» - для быстрорежущих сталей; 2 - метод замера термо-элекгродвижущей силы (ТЭДС); 3 - метод замера твердости (Т); 4 - химический метод (X)
Метод «М2» в данной работе использовали для определения наличия или отсуісгвия обезуглероженного слоя на образцах-свидетелях быстрорежущих сталей, которые исполыо-вали для оценки степени (качества) раскисления закалочной соляной (ВаСЬ) ванны.
На рисунке 17 представлены фазовые превращения при термической обработке образцов-свидетелей без обезуглероженного слоя (рисунок 19 - а) и при наличии новерхносі-ною обезуглероживания (рисунок 19-6). Уменьшение содержания уїлерода приводит к заметному повышению точки начала маргенситного превращения (Мн - рисунок 19 - б). Поэтому при переносе образцов-свидетелей с наружным обезуглероженным слоем с температуры закалки 1220С в малую соляную ванну с температурой 200С в поверхностном обезуїле-роженном слое образуется 20-50% мартенсита закалки. Эгот мартенсит в процессе высокого отпуска при 600С превращается в феррито-карбидную смесь, которая при травлении поперечного ипифа травится сильнее маргеисита закалки. В результате на поперечном шлифе в зоне обезуглероживания наблюдается большое количество темных, сильно травящихся микрообъемов (рисунок 20 - а).
При отсутствии обезуглероженного слоя в поперечном сечении образца-свидетеля имеем слаботравящийся металл, однородный по всему сечению, т.к. на протяжении всех изменений температуры: 1220С — 200С — 600С (рисунок 19 - а) имеем дело с метастабиль-ным аустенитом, который при охлаждении с 600С в масле во всем объеме образца-свидетеля превращается в мартенсит закалки (рисунок 20 - б).
Дчя сталей IIJX15 и 160Х12М использовали методику, совмещающую методы «замера твердости» (№ 3) и «химический метод» (№ 4). С поверхности образцов-свидетелей, а если возможно то и изделий (рисунок 21) последовательно (как при химическом методе) сошли-фовывали небольшие слои металла и измеряли твердость. Представтенные на рисунке 22 ре-з льтаты показывают, что при нагреве под закалку (850С) образцов и роликов (рисунок 21) из стали I1JX15 в печи ПН-15 обезуглероженный слой в 5 раз меньше по сравнению с аналогичным нагревом в печи СНЗ-6.12.4/10 (рисунок 22). Это объясняется тем, что отношение площади загрузочноіо отверстия (F) к объему (V) у печи СНЗ-6.12.4/10 в 3 раза ботьше по сравнению с печью ПН-15 (рисунок 18); ботьше и площадь щелей, отсутств ет песочный
Прибор для измерения количества мапштной фазы в образцах исследуемой стали представляег обычный трансформатор (рисунок 23), в сердечник (мапштоировод) которою (рисунок 23 - 5) помешается образец (рисунок 23 - 4). Степень сцепления машитных ното-ков и, как следствие, сила индуцируемою во вторичной обмотке (рисунок 23 - 3) тока определяется количеством мапштной фазы в материале образца. Силу тока во вторичной обмоіке определяют с помощью амперметра (рисунок 23 - 6), который отградуирован с помощью тарировочных образцов.
Гак как интенсивность сцепления машитных потоков в сердечнике трансформатора (рисунок 23 - 5) определяется характером легирования материала образца (рисунок 23 - 4), ею структурным состоянием (величиной зерна, плотностью дислокаций, наличием карбидов и т п.), то точность определения количества магнитной фазы зависит ог степени соогветсівия бопьшинства указанных факторов у исследуемых и тарировочных обращов. С учетом этою обстоятельства в качестве материала тарировочиого обраща была выбрана сіаль 15X25 Г (ГОСТ 5632-72) ферритного класса [83, 84]. Заготовка после закалки с 800С в воде [47, 89) подвергались холодной прокатке со степенью обжатия 30%. После этого из нее были ипо-товлены тарировочные образцы с содержанием мапштной фазы - 100%.
Изучение причин большою разброса и низкого значения твердости прокатною инструмента поверхностного слоя
По принятой в цехе № 42 ОАО «МСЗ» технологии, ролики перед нагревом под закалку укладывают в «корзины», которые представляют собой открытые металлические коробки с отверстиями в стенках и днище (рисунок 30). Ролики укладывают практически вплоін ю один к другому (рисунок 30), что затрудняет прогрев до заданной температуры.
Из научно-технической литературы известно, что недостаточный прогрев изделий из етапи ШХ15, когда карбид (Fe, Сг)зС растворяется в аустените лишь частично, приводит к уменьшению прокаливасмости. Кроме того при погружении корзины в закалочный масляный бак несмотря на барботаж масла, создаваемый сжатым воздухом, интенсивность охлаждения поверхности роликов явно недостаточная чтобы обеспечить полноценную закалку.
Согласно данным японских исследователей даже в правильно закаленной стани 111X15 встречаются микрообъемы со структурой бейнита [82]. Бейиит характеризуется пониженной по сравнению с мартенситом твердостью и поэтому способствует зарождению очаїов раф)-шения и выкрашивания в процессе работы подшипника [82].
Естественно предположить, что закалка роликов в корзинах неизбежно приводит к образованию в их структуре значительных количеств бейнита и, как следствие, к снижению твердости.
Принятая в цехе № 42 технология термической обработки предусматривает проведение отпуска при температуре 180-200 С. Это явно завышенная температура, т.к. отпуск деталей шарикоподшипников производят при 140-160С. Отпуск при 180-200С приводит к дополнительному снижению твердости роликов, оправок, опорных планок.
На рисунке 31 представлены данные по влиянию температуры отпуска на твердость деіалей из стали ШХ15, получивших после закалки различную твердость. Если учесть, что при закалке роликов твердость находится на нижнем пределе, а отпуск соответственно 180-2()0С, то получаем область значений твердости 58-60 HRC (область - 1 - на рисунке 31), чго практически полностью соответствует распределению твердости 47 серийных роликов 3-х кампаний 2000-2002 годов по цеху № 42 ОАО «МСЗ» (рисунок 32). Схема расположения роликов в закалочной «корзине»
В разделе 2.5 главы 2, в качестве основною недостатка печей, используемых в цехе № 42 для нагрева под зак&пку прокатною инструмента из стали ШХ15, указывается большой коэффициент воздухообмена печной атмосферы с атмосферой цеха. В литературе указывается на склонность стали LIIX15 к обезуглероживанию [48, 101] и даже рекомендуется проиі-водить наїрев дегаїей в защитных атмосферах [101].
Припуск под шлифовку роликов, оправок и опорных планок в цехе № 42 один и го і же и составляет 0,2 мм. Такой припуск приемлем только для оправок диаметр которых не превышает 8 мм и время нагрева под закалку не более 30 минут. В случае роликов и опорных танок максимальное сечение которых превышает 25 мм (рисунок 24) время нагрева иод закалку 60-80 минут. В этом случае глубина обезуїлероженною слоя достигает 0,25-0,35 мм (рисунок 22) и не всеї да удаляется в процессе финитною шлифования. Іаким образом, остатки обезуїлероженною слоя па поверхности прокатною инструмента полностью поді отовленної о к эксплуатации еще одна причина пониженной твердости (54-56 HRC - рисунок 32).
Среди разнообразных дефектов роликов, оправок, опорных планок представленных н таблице 22, указан такой дефект оправок как «седло», представляющий собой лок& іьную кольцевую выработку глубиной 0,02-0,03 мм на дайне 10 мм.
Абразивный износ, связанный с попаданием в очаг деформации отдельных (пусть даже очень мелких) частиц кремнезема (SiC»2 - Hv=l 1000-12000 МПа) не может привести к однородному по всему диаметру износу материала оправки (Hv SOOO МПа). Значит на длине 10 мм по всей поверхности одновременно в очень тонком слое резко падает твердость Это може г произойти в случае кратковременного локального разоірева. Причиной такого разогрева можег явиться проскальзывание трубной заготовки по оправке в процессе раскатки или дефект тр биой заготовки [103].
Вид дефекта Причины появления дефекта Вид дефекта Причины появлення дефекта
1. Ролики 1. Износ цапф роликов2. Точечный дефектна рабочем ручьеролика 1. Выработка металла— усталостное выкрашивание— конусность цапфы2. Забоина 1. Износ цапф роликов2. Износ металла на рабочем ручье ролика 1. Наиболее ярко выраженныйдефект - следствие низкой твердости металла ролика и опорнойпланки.2. Относительно низкая контактная выносливость металла
2. Оправки 1. «Седло»2. Местное занижение диаметра3. Кривизна4. Риска на рабочейповерхности5. Отрыв резьбовогоконца 1. Износ металла2. Износ при полировке3. Искривление оправки настане4. Нанесение дефекта механическим путем5. Твердость резьбового концабольше предусмотренного чертежом ]. «Седло» (локальныйизнос)2 Поперечная риска нарабочей поверхности3. Продольные риски нарабочей поверхности 1. Резкий разогрев поверхностного слоя оправки при проскальзывании (по ней) заготовки2. След инструмента, используемого при правке (рихтовке)3. Наличие абразивных частицмежду поверхностью оправки ивнутренней поверхностью раскатываемой трубы
3. Планки 1. Занижение рабочего профиля2. Выкрашиваниеметалла на рабочейповерхности (основной дефект) 1. Износ металла2. Усталостное выкрашиваниеметалла 1. Глубокие риски и выкрашивание металла на рабочей поверхности планки 1. Низкая твердость и износостойкость металла опорной планки. Применяемая смазка не соответствует условиям работы опорной планки
Исследовался инструмент, используемый при производстве тонкостенных труб из стали 12Х18Н10Т малого диаметра (0 6,9 мм) В результате, такой дефект оправки как «седло» появляется в процессе работы и яіляется причиной недостаточной теплоустойчивости стали ШХ15. Можно предположи і ь, что температура кратковременного локального разогрева поверхносги оправки при проскальзывании по ней трубной заютовки 350-400С. В этом случае твердость стали ШХ15 составит всего 40-45 HRC.
Ироскалыывание листовой заютовки в валках листопрокатных станов также приводит к локальному разогреву и образованию «лысок» на цилиндрической поверхности валков [34, 36]. Низкая теплоустойчивость сталей нерлитноіо класса (включая сталь ШХ15) является одной из причин перехода в Японии, ФРГ и других странах к более теплоустойчивым вы-соколеіированньш стшгям типа «Х12» и быстрорежущим (таблицы 7, 8 и 9). Так, твердость закаленных сталей типа «Х12» заметно снижается при нагреве более 550С, а быстрорежущих, прошедших полный цикл упрочняющей термической обработки только при нагреве более 650С [6, 10, 56]. Дополнительное легирование быстрорежущих сталей кобальтом повышает их теплоустойчивость на 30-50С [10,27,56].
Таким образом для повышения твердости, износостойкости и теплоустойчивое і и представляется целесообразным при изготовлении основных деталей прокатною инструмента станов ХПТ заменить сталь ШХ15 на сталь типа «Х12», быстрорежущую обычной производительности типа F6M5 или «сверхбыстрорежущую» с кобальтом - ЭП-682 (таблицы 8 и 10).
Технологическая пластичность стали ШХ 15 и факторы ее определяющие
Сталь 90ХС типичный представитель валковых сталей перлитного класса (глава 1 -раздел 1.2.1). Соїласно литературным данным [10, 30, 47, 97] твердость изделий и лой стали не превышает 65,0 HRC (обычно 63,0-64,0 HRC). В настоящее время стали типа «90Х» (вкчючая сталь ШХ15) широко применяются для изготовления валков холодной прокатки диаметром от 8 до 450 мм [19,20,24,31].
На данном этапе работы задача заключалась в разработке тсхнолоіии получения в образцах стали 90ХС максимально высокой твердости. Для этого были испольюваны следующие технологические приемы и механизмы упрочнения: 1. Предварительная подютовка структуры стали 90ХС для последующей окончательной упрочняющей термической обработки. Предварительная подютовка структуры включила закалку с температуры 890С(Аст + 10) и среднего отпуска при 400-480С. При этом весь углерод переходил в дисперсные карбиды (тростит отпуска [70]). 2. Окончательная термическая обработка включала ускоренный наїрев до температуры 890С (Асш +10). В результате образовывался аустенит со сверхмелким зерном - «на-нокристаллический» аустенит [105], в котором благодаря предварительной обработке образовались микрообъе мы, резко различающиеся по содержанию углерода [65], «нанонеодно-родности» по уїлероду. При закалке из такою структурного состояния прирост твердости составляет 2-3 единицы HRC [65]. 3. Многократная (циклическая) обработка холодом при (-70С), способствующая наиболее полному превращению остаточного аустенита в мартенсит. 4. Обработка холодом чередовалась с низким отпуском при 100-115С. Низкий от пуск сталей с содержанием углерода более 0,8% приводит к дополнительному повышению твердости на 1-2 единицы HRC [47 , 69], за счёт образования локальных плоских скоплении атомов углерода - (углеродных кластеров) [69]. В таблице 27 приведены режимы термической обработки образцов стали 90ХС, обеспечивающие получение твердости 68,5-69,0 HRC, в результате использования всех 4-х перечисленных выше механизмов упрочнения.
По результатам этих разработок подготовлена заявка на получение патента «Способ получения в изделиях из низколегированных инструментальных сталей твердости более 68,0 HRC».
В процессе закалки стальных длинномерных изделий (оправок, протяжек, сверл, пальцев траков гусеничных машин и т.п.), у которых отношение длины к диаметру превышает «10», неизбежны поводки и коробления [10,70]. Так, в цехе № 42 ОАО «МСЗ», при шкалке в масле оправок из стали IJIX15 диаметром 6,3 мм (рисунок 24) стрела прогиба на длине 305 мм (рисунок 24) достигает 5,0-8,0 мм. Поэтому оправку извлекают из масла при температуре 250-300С (Мн=200-240С [37, 58]) и подвергают ручной горячей рихтовке. В результате относительно твердые стальные рихтовочные молотки, которые часто используют вместо предусмотренных технологией более мягких медных, оставляют на поверхности следы в виде грубых вмятин («забоин») - рисунок 26.
При разработке комплекса мероприятий, направленных на повышение качества лей-лей прокатного инструмента, было предложено заменить ручную рихтовку оправок из стали 111X15 закалкой их в штампах (рисунок 39).
В штампе оправка фиксируется по 3 образующим ее цилиндрической поверхности (рисунок 39), а массивные плиты штампа быстро отводят тепло, обеспечивая более высокую скорость охлаждения по сравнению с ручной рихтовкой. В результате твердость оправок из стали ШХ15 после закалки их в штампе составляет 64,0-65,0 HRC, а после отпуска при 180С твердость 62,0-63,0 HRC.
Предложенная в главе 4 технология термической обработки изделий из стали IIIX15 на повышенную твердость 66,0-67,0 НЯС(таблица 26) приводит к существенному увеличению контактной выносливости (рисунок 33), но ударная вязкость при этом снижаегся (рисунок 38). Поэтому был проведен анализ ряда мегаллуріических факторов, определяющих структурное состояние сортовых заютовок стали ШХ15 и оказывающих влияние на ком-іпекс механических свойств и технологическую пластичность.
Вакуумирование в ковше [107, 108] и ускоренное охлаждение («замочка» в воде) сортовых заютовок стали ШХ15 после сфероидизирующего отжига [47, 102] снижает до приемлемою уровня количество неметаллических включений и устраняет такой струкіурньїй дефект, как карбидная сетка. Однако дегальное изучение структуры таких іаготовок но «ютило выявить следующие аномальные структурные образования:
1. Наличие микрообъемов с повышенной травимостыо (рисунок 40) вследствие большою скопления карбидных частиц. Наибольшее количество таких участков встречается в центрачыюй зоне заготовок и является следствием ликвации углерода и хрома в процессе кристаллизации слитков (рисунок 41).
2. При некачественном сфероидизирующем отжиге в структуре торговых JdlOIO-вок присутствуют участки пластинчатою перлита (рисунок 42) 8-9 балл по ГОС Г 1435-99.
3. В случае качественного отжига на зернистый цементит, когда участки гпа-стинчатою перлита отсутствуют - (3-4 балл ГОСТ 1435-99 - рисунок 43-А), применение электронной микроскопии (метод фолы) позволило обнаружить наряду с окруїльїми часіи-цами карбидов игольчатые образования (рисунок 43-Б), которые металлографическим анализом не обнаруживаются (рисунок 43-А).
Образование игольчатых карбидов по нашему мнению вызвано ускоренным охлаждением с температуры сфероидизирующего отжиіа 780-800 С [47] до 500-600С. В этих условиях [ лерод ( 0,8%С) образует цементит в виде тонких пластин («иі олок»), врастающих но определенным кристачлоірафическим плоскостям в аустенитную матрицу. В результате по 106 лучаем подобие микро-видманштедтовой структуры (рисунок 43-Б), которая характеризуется пониженной пластичностью [70].
