Содержание к диссертации
Введение
1. Влияние легирования и способов упрочнения на структурное состояние и свойства сталей для валков холодной прокатки (аналитический обзор) 10
1.1. Требования, предъявляемые к валкам холодной прокатки 11
1.2. Влияние легирующих элементов на свойства валков холодной прокатки 15
1.3. Основные этапы технологии изготовления валков холодной прокатки 18
1.3.1. Ковка заготовок для валков холодной прокатки 18
1.3.2. Режимы термической обработки используемые при изготовлении валков холодной прокатки 19
1.3.2.1. Предварительная термическая обработка 19
1.3.2.2. Окончательная термическая обработка 23
1.4. Пути повышения качества валков холодной прокатки 27
1.5. Постановка задачи исследования 34
2. Материалы и методика исследований 37
2.1. Выбор материалов 37
2.2. Методика исследования 37
3. Особенности фазовых превращений при нагреве и охлаждении сталей с 5 % хрома 51
3.1. Экспериментальное и аналитическое определение критических точек исследуемых сталей 51
3.2. Температура начала мартенситного превращения 56
3.3. Распад переохлажденного аустенита в изотермических условиях 59
3.4. Структурные диаграммы исследуемых сталей 67
3.5. Карбидная фаза в исследуемых сталях 71
3.6. Прокаливаемость исследуемых сталей 79
3.7. Выводы по главе 82
4. Влияние температуры нагрева под закалку на структуру и свойства сталей 84
4.1. Количество остаточного аустенита исследуемых сталей 84
4.2. Рост аустенитного зерна 88
4.3. Структура исследуемых сталей 94
4.4. Твердость после закалки 101
4.5. Износостойкость сталей 9Х5МФС и 65Х5МФС 103
4.6. Выводы по главе 105
5. Исследование процессов происходящих при отпуске сталей для валков холодной прокатки с повышенным содержанием хрома 106
5.1. Сопротивление разупрочнению при отпуске исследуемых сталей 106
5.2. Резистометрическое исследование 109
5.3. Влияние режимов низкого отпуска на коэрцитивную силу 112
5.4 Влияние режимов низкого отпуска на статическую трещиностойкость 117
5.5. Влияние температуры и времени отпуска на количество остаточного аустенита 124
5.6. Выводы по главе 128
- Влияние легирующих элементов на свойства валков холодной прокатки
- Методика исследования
- Температура начала мартенситного превращения
- Рост аустенитного зерна
Введение к работе
Совершенствование технологических процессов в современной металлургии определяет рост эффективности производства: повышение производительности труда, экономию материальных и энергетических ресурсов, а также качество продукции. Постоянно повышаются требования к уровню конструктивной прочности материалов, используемых в прокатном оборудовании, наиболее ответственными и нагруженными деталями которого являются валки.
Все изготовленные из стали изделия в процессе их получения и эксплуатации подвергаются воздействию многократно изменяющихся температур, с этим связаны изменения свойств, определяемые структурным состоянием материала. Имеющийся опыт и научное обоснование технологии термической обработки позволяют на отдельных стадиях производства во все возрастающем масштабе использовать изменения температуры для целенаправленного влияния на технологические и эксплутационные свойства материала [1-3]. Это означает, что области использования термической обработки быстро расширяются, а само понятие должно охватывать все термические процессы, целью которых является изменение свойств материала.
Конструкционные свойства валков связаны, в свою очередь, со свойствами материала. Статическая и динамическая прочность, сопротивление хрупкому разрушению, задиро- и износостойкость, сопротивление усталостному разрушению, физические, коррозионные и прочие свойства материала принадлежат к числу основных факторов, определяющих надёжность и долговечность.
Для целенаправленного создания сталей с требуемыми свойствами необходимо овладеть умением формировать заданную структуру путем подбора химического состава, а также последующей термической обработки.
Для более полной реализации возможностей легирования и термической обработки необходимо детальное изучение особенностей фазовых превращений с целью разработки аналитического описания оптимальных технологических процессов.
Рабочие валки как инструмент станов холодной прокатки оказывают решающее воздействие на качество и стоимость продукции. Фирма Гонтерманн-Пайперс более 100 лет занимает ведущее место в мире по изготовлению прокатных валков разной модификации. С конца 80-х годов на этой фирме основным материалом рабочих и опорных валков для толстолистовых и широкополосных станов горячей и холодной прокатки является высокохромистое литьё. ОМЗ «Спецсталь» и ОАО "Уралмаш" обеспечивают больше половины потребностей металлургических предприятий России в кованых валках. Это такие крупные предприятия, как Магнитогорский, Нижнетагильский, Новолипецкий металлургические комбинаты, Северсталь, Ашинский металлургический завод. В последние годы новыми заказчиками стали Jindal Steel Power Ltd., Lloyds Steel Industrials., Ispat Nova Hut AS. Так как возрастающие требования к интенсивности работы станов определяют необходимость разработки эффективных материалов рабочих валков, то в последние годы на ОМЗ «Спецсталь» и ОАО "Уралмаш" начали выпуск высокохромистых кованых валков холодной прокатки. Одной из основных причин возникновения дефектов продукции является неправильный выбор термической обработки, а также температуры и времени аустенитизации и отпуска. Поэтому разработка технологии термической обработки сталей с повышенным содержанием хрома является актуальной.
В связи со сказанным целью настоящего исследования явилось комплексное решение задачи научно обоснованного выбора режимов термической обработки сталей с содержанием хрома 5 % для валков холодной прокатки.
7 Научная новизна
1. Определены основные закономерности фазовых и структурных превращений, протекающих в новом классе валковых сталей повышенной прокаливаемости с 5 % хрома, в процессе всего цикла термической обработки.
2. Впервые для данных сталей определены кинетические особенности распада переохлажденного аустенита в изотермических условиях: построены изотермические диаграммы распада аустенита, определены критические точки. Для изучаемых сталей показано влияние температуры аустенитизации на устойчивость переохлажденного аустенита.
3. В широком диапазоне температур аустенитизации проведены качественные и количественные исследования остаточного аустенита. Обнаружено, что при закалке в температурном интервале аустенитизации выше 1150 С, на рост кристаллов мартенсита оказывает влияние размер аустенитного зерна, что приводит к значительному снижению количества остаточного аустенита в структуре.
4. При различных температурно-временных условиях низкого отпуска впервые получены данные по статической трещиностойкости для исследуемых сталей валков холодной прокатки.
5. Установлено, что температура закалки оказывает неоднозначное влияние на абразивную износостойкость валковых сталей с 5 % хрома, с повышением температуры закалки (до определенных значений) износостойкость растёт, что связано как с увеличением количества углерода в мартенсите и повышением его твердости, так и с увеличением количества остаточного аустенита, претерпевающего мартенситное превращение при деформации. При дальнейшем повышении температуры закалки стабильность и количество остаточного аустенита повышаются, что приводит к снижению износостойкости.
8 Практическая значимость
На основании комплексного исследования структуры и свойств -твердости, количества остаточного аустенита, прокаливаемости, характера структуры и размера зерен, физических свойств и статической трещиностойкости - предложены режимы окончательной термической обработки для валков холодной прокатки из сталей 65X5СМФ и 9X5СМФ, изготавливаемых в условиях ОАО «УралмашСпецсталь».
По проведенным исследованиям разработаны рекомендации по корректировке технологических инструкций № 25050.00066, 25050.00097, 25050.00104 термической обработки валков холодной прокатки на ОАО «УралмашСпецсталь».
Результаты диссертационной работы используются в учебном процессе для практических занятий по курсу «Термическая и химико-термическая обработка сталей и сплавов», «Специальные стали и сплавы» для студентов специальности 150501.
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:
1. Анализ особенностей фазовых превращений при нагреве и охлаждении исследуемых сталей.
Влияние температуры аустенитизации на структуру и свойства сталей 9Х5МФС и 65Х5МФС.
Результаты влияния различных температурно-временных условий низкого отпуска на структуру и свойства сталей с 5 % хрома для рабочих валков холодной прокатки.
Апробация работы. Материалы диссертации были представлены и обсуждались на конференциях, семинарах и симпозиумах: XVII Уральской школе металловедов - термистов (Киров, 2004 г.); IV, V, VI Уральской школе -семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2002, 2003, 2004 г.);
9 международной конференции "Наука. Технологии. Инновации" (Новосибирск, 2005 г.); XVIII Уральской школе металловедов - термистов "Актуальные проблемы металловедения сталей и сплавов" (Тольятти, 2006 г.); VII Уральской школе - семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2006 г.), на IV, V, VI, VII, VIII, IX отчетной научной конференции молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2003, 2004, 2005 гг., International Conference on Microalloyed Steels, Emerging Technologies And Applications, Kolkata, India, 2007.
Публикации;
По результатам диссертационной работы опубликовано 16 печатных работ, из них 1 статья в ведущих рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК для опубликования результатов диссертационных работ, 9 публикации - в сборниках трудов российских и международных конференций, 6 публикации - в сборнике научных трудов ГОУ ВПО УГТУ-УПИ.
Структура диссертации:
Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, списка литературы, включающего 115 наименований. Диссертация содержит 160 страниц основного текста, в том числе 59 рисунков и 8 таблиц.
Влияние легирующих элементов на свойства валков холодной прокатки
Для обработки металлов давлением применяют инструменты -штампы, ролики, валки и т.д., деформирующие металл. Стали, применяемые для изготовления инструмента такого рода, называют штамповыми сталями (по виду наиболее распространённого инструмента). К штамповым сталям условно можно отнести и стали для прокатных валков.
Стали делятся на две группы: деформирующие металл в холодном состоянии и деформирующие металл в горячем состоянии [1,3,31,39-44].
Инструментальные штамповые стали для холодного деформирования должны иметь высокую твёрдость (больше 58 HRC), износостойкость и повышенную вязкость. В процессе работы эти стали могут разогреваться до 300 - 350 С. Стали содержат до 1 % углерода, до 12 % хрома, вольфрам и ванадий. Как правило, стали, для штампов холодного деформирования, подвергают закалке и низкому отпуску.
Работоспособность валковой стали определяется в первую очередь динамической прочностью. Её величина зависит от условий выплавки стали, природы неметаллических включений, газонасыщенности, формы и характера распределения включений [12-14].
Для изготовления рабочих валков листовых прокатных станов применяются легированные стали с повышенным содержанием углерода и минимальным количеством вредных примесей - серы, фосфора, водорода и т.д. В России для изготовления кованых рабочих и опорных валков, бандажей составных опорных валков используются марки сталей: 9Х, 9ХФ, 9X2, 9Х2В, 9Х2МФ, 9Х2СФ, 60Х2СМФ и 9ХСВФ, 75ХСМФ [1].
Выбор легирования определяется требованиями, предъявляемыми к валкам холодной прокатки [46].
С увеличением содержания углерода в стали растет количество карбидов в структуре и, как следствие, повышается твердость и износостойкость. Но также с увеличением содержания углерода выше 0,85 % происходит уменьшение прокаливаемости стали, снижается температура завершения мартенситного превращения, и увеличивается количество остаточного аустенита. В структуре закаленной стали с 0,95 % углерода наблюдается до 15 % остаточного аустенита [14].
В качестве основного легирующего элемента, упрочняющего а-фазу в валковых сталях, используется хром в количестве 1,5- -2 %. В сталях 9Х и 9X2 значительная часть хрома находится в легированном цементите (Fe, Сг)3С, обладающим малой склонностью к коагуляции при отжиге [35]. Избыточные карбиды, как правило, мелкодисперсные, что определяет повышенную прочность и износостойкость стали в закаленном и низкоотпущенном состоянии. Хром увеличивает прокаливаемость, прочностные характеристики и устойчивость против отпуска, в то же время снижает пластические свойства стали и повышает ее флокеночувствительность. При содержании хрома более 1,5 %, в стали отмечается карбидная неоднородность [1]. Хром относится к элементам, сужающим у - область, повышает точку А3. Точка S на диаграмме Fe-C смещается влево и в область более высоких температур, мартенситная точка Мн понижается и увеличивается количество остаточного аустенита.
Кремний в валковых сталях (в количестве 1,3-4,6 %) несколько повышает прокаливаемость и закаливаемость, снижает критическую скорость закалки [14]. Понижая диффузионную подвижность углерода и легирующих элементов, кремний увеличивает устойчивость стали против отпуска и приводит к повышению прочностных свойств при некотором понижении пластичности и ударной вязкости, способствует графитизации стали, однако в валковых сталях хром и марганец препятствуют выделению графита.
Ванадий в количестве необходимом для образования специальных карбидов способствует измельчению зерна, уменьшает опасность перегрева, способствует измельчению и сфероидизации карбидной фазы, устраняет строчечность карбидов, что определяет повышенную прочность и износостойкость стали в закаленном и низкоотпущенном состоянии.
Несмотря на то, что молибден является сильным карбидообразующим элементом, в перлитных сталях большая его часть находится в твердом растворе. При содержании в стали в пределах 0,20-Ю,30 % молибден упрочняет мартенсит и подавляет отпускную хрупкость II рода.
В валковых сталях обычно содержится 0,25 -0,40 % Мп. При большем количестве марганец понижает вязкость и способствует росту зерна, поэтому этот элемент вводится в сталь только при раскислении для связывания серы в сульфиды марганца благоприятной глобулярной формы.
Содержание вредных примесей серы и фосфора, снижающих пластичность и усталостные характеристики валковых сталей, не должно превышать 0,030 % [6]. Электродуговая выплавка, вакуумная дегазация и электрошлаковый переплав (ЭШП) гарантируют требуемый уровень чистоты по включениям, и отсутствие водорода, что повышает сопротивление контактной усталости рабочей поверхности. В результате переплава резко снижается количество сульфидов и оксидов, а так же их размер. Снижение количества и размера сульфидов, и оксидов приводит к повышению циклической прочности стали. После кристаллизации макроструктура переплавленной стали получается без усадочных и ликвационных дефектов. Влияние сегрегации и внутренних дефектов ковки должно быть минимизировано, чтобы исключить механическую усталость в области внутреннего отверстия объемно закаленных валков.
Методика исследования
Основными методами исследования являлись: дюрометрия, металлография, дилатометрия, фрактография, рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микроскопия, растровая электронная микроскопия, магнитный фазовый анализ.
Дюрометрические исследования производились на твердомере Роквелла ТК2М в соответствии с ГОСТом 8.064-94 путем замера твердости алмазным индентором при нагрузке 150 кг [61, 62]. Поверхности образцов выполнялись строго параллельно и хорошо прошлифовывались. Для вычисления среднего значения проводилось не менее 5 замеров. Ошибка в определении твердости составляет ±1 HRC. Микротвердость измеряли вдавливанием алмазных наконечников при нагрузке 0,5 Н на индентор по ГОСТ9450-76 [63].
Металлографическое исследование проводилось на оптическом микроскопе NEOPHOT-2 при увеличении 300+1000 крат. Для исследования использовались образцы сечением 20x20 и толщиной 10 мм. Полированные образцы для выявления микроструктуры подвергались травлению в 4 % растворе азотной кислоты в этиловом спирте [64].
Кинетика роста зерна аустенита при нагреве изучена на образцах размером 20x20x20 мм , закаленных в интервале температур 900-И200 С через 50 С. Средний размер зерна определяли автоматически с помощью программы SEAMEGES. Для выявления границ зёрен использовали универсальный реактив - насыщенный водный раствор пикриновой кислоты с добавлением 1+10 % ПАВ. По полученным результатам строили гистограммы распределения зёрен по размерам, на основании которых рассчитывали средний размер зерен [65]. Относительная ошибка в определении среднего размера зерен составила менее 9 % при доверительной вероятности полученного результата 95 % [66].
Для определения критических точек и изучения фазовых превращений исследуемых сталей выбран дилатометрический метод [67].
Кривые относительного удлинения снимались на дифференциальном оптическом дилатометре Шевенара с помощью измерительной головки SN в интервале температур 20+920 С на стандартном цилиндрическом образце диаметром 4 мм и длиной 50 мм в отожженном состоянии. Нагрев производился с постоянной скоростью 3,33 С/мин. Охлаждение производилось с различными скоростями.
Эталоном служит сплав пирос следующего состава: 82 % М, 7 % Сг, 5 % W, 3 % Fe, 3 % Мп (по массе). Как известно, расширение пироса практически обратимо и не меняется при многократных нагревах и охлаждениях.
Точность определения критических температур по масштабу базовой шкалы головки не ниже 5 С и совпадает с погрешностью прибора.
Для исследования кинетики распада переохлажденного аустенита, в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении, использовался также электронно-механический, программируемый дилатометр (на базе механотрона 6МХЗС [68]), конструкции ЦНИИМ, позволяющий производить нагрев со скоростью 0,5-гЮО С/мин и охлаждение 0,5ч-50 С/мин. Дилатометрические образцы из исследованных сталей диаметром 3 мм и длиной 8 мм предварительно хромировались для предотвращения обезуглероживания (толщина слоя 70ч-100 мкм). Увеличение дилатометра -2000-ь3500. На дилатометре производили непрерывную запись результатов в координатах «удлинение - время» и «удлинение - температура». По результатам обработки дилатограмм строили графики в координатах «температура - время», «скорость превращения - время». Относительная ошибка в определении относительного удлинения дилатометрических образцов составила ± 0,2 %, в определении критических точек ± 2 С.
Анализ количества остаточного аустенита в стали проводился на дифрактометре ДРОН - 2. Съемку проводили в кобальтовом излучении со скоростью движения счетчика 1 / мин в интервале углов 48 -?- 53 в масштабе 20. Количественный фазовый анализ проводился для образцов стали 9Х5СМФ закаленных от температур: 800, 850, 880, 900, 920, 950, 980, 1000, 1050, 1150, 1200 С; и для образцов стали 65Х5СМФ, закаленных от температур: 800, 850, 880, 900, 950, 980, 1000, 1150, 1200 С.
Температура начала мартенситного превращения
Определение зависимости температуры начала мартенситного превращения от температуры нагрева проводили дифференциально-термическим анализом. Полученные при непрерывном охлаждении на воздухе данные приведены на рисунках 3.3., 3.4., для стали 9Х5МФС и 65Х5МФС соответственно. Для стали 9Х5СМФ (рис. 3.3) на кривых ДТА при охлаждении с температуры 1100 С ярко выражено наложение друг на друга двух экзоэффектов. Можно предположить что первый связан с бейнитным превращением, второй - с мартенситным. Рассмотрим сталь 65Х5СМФ (рис. 3.4). При охлаждении стали на кривых ДТА наблюдается два накладывающихся друг на друга экзоэффекта. Первый эффект, вероятнее всего, связан с началом бейнитного превращения, второй - с мартенситным. Причем, максимум второго экзоэффекта сдвигается в область более низких температур с увеличением температуры изотермической выдержки при нагреве. Полученные значения температуры начала мартенситного превращения от температуры аустенитизации (рис. 3.5) также подтверждаются результатами, дилатометрического метода исследования. Из приведенных на рисунке 3.5 кривых видно, что с увеличением температуры аустенитизации происходит снижение температуры начала мартенситного превращения, что связано с растворением карбидной фазы, представленной легированным цементитом и карбидами М7Сз, МгзСб, МС и обогащением аустенита углеродом и легирующими элементами. Для стали 65Х5МФС температура начала мартенситного превращения выше, чем для стали 9Х5МФС, так как содержание углерода в неё меньше. Для стали 65Х5МФС (рис. 3.5) в температурном интервале 900 + 975 С наблюдается резкое снижение температуры Мн, такое поведение кривой можно объяснить более интенсивным растворением карбидной фазы. Для стали 9Х5МФС растворение карбидов протекает монотонно во всем изучаемом температурном интервале, о чём свидетельствует линейная зависимость температуры начала мартенситного превращения от температуры аустенитизации. Поскольку полученные данные не совпадают с расчётными значениями Мн, то можно предположить, что при температуре 1100 С карбидная фаза растворилась не полностью. В результате проведенных исследований были получены температуры начала мартенситного превращения для валковых сталей с 5 % хрома, а также показано, что с увеличением температуры аустенитизации до 1100 С температура начала мартенситного превращения снижается до 160 С и 100 С, для сталей 65Х5МФС и 9Х5МФС, соответственно.
Рост аустенитного зерна
Комплекс механических свойств валков холодной прокатки существенно зависит от величины аустенитного зерна, получаемого при нагреве под закалку. Наиболее благоприятной является однородная мелкозернистая структура. Кроме того, величина исходного зерна оказывает влияние на кинетику распада переохлажденного аустенита. В связи с этим исследование склонности сталей к росту аустенитного зерна при нагреве является важной задачей при предложении новых составов, и режимов термической обработки.
В таблице 4.1 и на рисунке 4.3 приведены зависимости среднего условного диаметра аустенитного зерна от температуры нагрева под закалку.
Структуры исследуемых сталей приведены на рисунках 4.4 и 4.5. На рисунке 4.4 показано изменение размера зерна в зависимости от температуры закалки, а на рисунке 4.5 показано зерно в стали 9Х5МФС после закалки от 950 С.
При температуре аустенитизации 900-950 С в сталях формируется достаточно однородная структура (см. рисунок 4.4, 4.5). Средний условный диаметр зерна составляет 2-3 мкм (рисунок 4.3). С повышением температуры нагрева до 1000 С, размер зерна увеличивается от 2 до 8 мкм для стали 65Х5СМФ и от 3 до 15 мкм для стали 65Х5СМФ (рис. 4.3, 4.4). После нагрева и последующей выдержки при температуре 1200 С сталь 65Х5СМФ имеет самый большой размер аустенитного зерна равный 136 мкм. Повышение температуры нагрева под закалку до 1200 С для стали 9Х5СМФ приводит к получению зерна с размером 108 мкм. Максимальный размер аустенитного зерна имеет сталь 65Х5СМФ (рис. 4.3 , 4.4).
Зерно практически не укрупняется при нагреве под закалку до температуры 950 С для обеих сталей (рис. 4.4, 4.5). В интервале температур до 1100 С частицы карбидов сдерживают рост зерна. С увеличением температуры нагрева процессы растворения карбидных фаз протекают более интенсивно, что приводит к увеличению среднего условного диаметра аустенитного зерна. В структуре появляются аномально крупные зерна рисунок 4.4.
Размер зерна после закалки в сталях для валков холодной прокатки должен быть не менее 9 балла по ГОСТ 5632-82. Практическую ценность представляет численная оценка влияния химического состава стали на склонность к росту аустенитного зерна при нагреве. Взаимосвязь легирования сталей с максимальной температурой нагрева, обеспечивающей 9й балл зерна выражается уравнением регрессии [104]:
Из уравнения видно, что все легирующие элементы повышают значение этой температуры. Более сильное влияние оказывают карбидообразующие элементы (Сг, и Мо). Содержание углерода в исследованных сталях не оказывает значительного влияния на исследуемую величину.
Для сталей с 5 % хрома рассмотрено влияние температуры аустенитизации на размер зерна, показано что при температурах выше 1000 С начинается резкое увеличение размеров зерен, поэтому температура нагрева под закалку не должна превышать 1000 С.
С повышением температуры аустенитизации происходят структурные изменения, связанные с растворением карбидной фазы и переходом от мелко игольчатого мартенсита к крупно игольчатому. Структура сталей 9X5 СМФ и 65Х5СМФ, полученная после различных температур нагрева под закалку, представлена на рисунке 4.6.
Увеличение в стали содержания хрома сопровождается повышением граничных температур закалки, при которых в структуре появляются крупные иглы мартенсита, сопоставимые с размером аустенитного зерна (см. рис. 4.4 и 4.6).
