Содержание к диссертации
Введение
1 Формирование мелкокристаллического состояния на поверхности металлов и сплавов за счет энергетических воздействий 12
1.1 Технологические особенности получения мелкокристаллической структуры 12
1.1.1 Регулируемое термопластическое упрочнение 12
1.1.2 Внешнее энергетическое воздействие 14
1.2 Формирование структуры при принудительном охлаждении стального проката в потоке станов 16
1.2.1 Упрочнение арматурного проката: проблемы и перспективы 21
1.3 Поверхностное упрочнение прокатных валков 26
1.3.1 Технологические факторы износа валков при горячей прокатке 26
1.3.2 Физические процессы при плазменном поверхностном упрочнении 30
1.3.3 Технологические особенности плазменного поверхностного упрочнения металлов и сплавов 36
1.3.4 Плазменное упрочнение прокатных валков на металлургических предприятиях 40
1.4 Выводы 45
2 Материалы и методики исследования структуры, фазового состава и механически свойств 46
2.1 Материалы исследования 46
2.2 Методики металлографических исследований 47
2.3 Методики измерения микротвердости 49
2.4 Методики просвечивающей электронной микроскопии 49
2.5 Методики сканирующей электронной микроскопии 54
2.6 Методики рентгеновского микроанализа 55
2.7 Методики исследования механических свойств 55
3 Повышение стойкости прокатных валков сортовых станов из чугуна марки СПХН 56
3.1 Оборудование для плазменной поверхностной обработки прокатных валков 56
3.1.1 Физико-технологические процессы в основе работы оборудования 56
3.1.2 Состав оборудования для ведения процесса плазменной обработки 58
3.1.3 Назначение узлов и механизмов установки УПН-3 03 61
3.1.4 Устройство и принцип работы плазменной установки 62
3.1.5 Конструктивные и технологические особенности плаз мотрона прямого действия 64
3.1.6 Технологическая схема плазменного упрочнения 70
3.2 Расчет технологических параметров плазменного упрочнения прокатных валков 72
3.3 Промышленные испытания упрочненных прокатных валков из чугуна СПХН 74
3.4 Выводы 76
4 Эволюция структурно-фазовых состояний и дефектной субструктуры чугунных валков при плазменном упрочнении и эксплуатации 77
4.1 Металлографические исследования структуры валков из чугуна марки СПХН 77
4.2 Исследования микротвердости валков из чугуна марки СПХН... 80
4.3 Электронномикроскопические исследования структуры по сечению чугунных валков 81
4.3.1 Структура литых калибров без эксплуатации на стане 81
4.3.2 Структура литых калибра после эксплуатации на стане 84
4.4 Электронномикроскопические исследования структуры по сечению калибра плазменноупрочненного чугунного валка 87
4.4.1 Структурно-фазовый состав поверхностного слоя 87
4.4.2 Структурно-фазовый состав приповерхностного слоя валков 93
4.5 Электронномикроскопические исследования элементного состава по сечению калибра чугунных валков 106
4.5.1 Распределение легирующих элементов в приповерхностном слое калибра без эксплуатации 106
4.5.2 Распределение легирующих элементов в приповерхностном слое калибра после эксплуатации 109
4.6 Выводы 111
5 Производство двутавровой балки ДП 155 113
5.1 Характеристика двутаврового профиля 113
5.2 Прокатка двутаврового профиля 114
5.3 Разработка оборудования и технологии для ускоренного охлаждения двутавра в линии стреднесортного стана 116
5.3.1 Производство горячекатаного двутавра 116
5.3.2 Ускоренное охлаждение раскатов в линии стана 450 117
5.4 Оптимизация режимов ускоренного охлаждения двутавра 121
5.5 Выводы 123
6 Формирование структурно-фазового состава при термомеханическом упрочнении двутавра 124
6.1 Макро- и микроструктура упрочненного двутавра 124
6.2 Электронномикроскопические исследования градиентных структурно-фазовых состояний двутавра 129
6.3 Выводы 134
Основные выводы 135
Библиографический список литературы 137
Приложение 162
- Формирование структуры при принудительном охлаждении стального проката в потоке станов
- Методики просвечивающей электронной микроскопии
- Конструктивные и технологические особенности плаз мотрона прямого действия
- Электронномикроскопические исследования структуры по сечению чугунных валков
Введение к работе
Развитие новых отраслей техники предъявляет высокие требования к свойствам материалов, эксплуатирующихся в экстремальных по уровню тепловых, электромагнитных, коррозионных, радиационных и др. условий. Выяснение физической природы формирования и эволюции структурно-фазовых состояний и дефектной субструктуры в железоуглеродистых материалах является одной из важнейших задач современного физического материаловедения и физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки эффективных способов повышения служебных характеристик стальных изделий.
В настоящее время развитие конструкционных и функциональных материалов на основе железа осуществляется в условиях возрастающего конкурентного давления со стороны бурно развивающегося производства сплавов легких металлов, полимеров, керамики, стекла, композитов и др. С другой стороны, имеет место непрерывный рост требований к показателям прочности, хладостойкости и другим механическим свойствам. Чтобы адекватно соответствовать этим требованиям и противостоять конкурентным тенденциям необходимы новые научные подходы, эффективные ресурсосберегающие технологические разработки.
Необходимость достижения высоких механических и физико-химических характеристик металлов привела к разработке принципиально новых технологических воздействий, обеспечивающих формирование заданных структуры и свойств. Анализ современных тенденций развития металлургии и материаловедения свидетельствует о том, что одним из путей достижения прорывных позиций в повышении потребительских свойств и надежности стальной продукции могут быть технологические решения в направлении повышения эксплуатационных свойств в системе «стальной прокат-чугунные валки». Необходимость такого комплексного подхода связано и с тем, что производство высококачественного проката все более смещается в сторону формирования служебных характеристик в потоке сортовых станов, например в процессе термомеханической обработки.
Применение технологий принудительного охлаждения с температуры конца прокатки для упрочнения фасонного проката обеспечивает наиболее эффективное использование достаточно дорогих легирующих материалов при одновременном повышении свойств изделий. Очевидно, что получение требуемого комплекса прочностных и пластических свойств требует понимания физической природы структурных изменений, протекающих в сталях в процессе сложных деформационных и термических воздействий. Варьирование технологическими параметрами (скорость и температура прокатки, интенсивность охлаждения и т.д.) регулирует изменение температуры во времени в сечении стальных раскатов, т.е. управляет процессами структурообра-зования. Формирующиеся при этом структуры и субструктуры неоднородны по сечению профиля, что самым серьезным образом влияет на комплекс прочностных и пластических свойств, сопротивление деформированию и разрушению материала. Следовательно, изучение процессов, протекающих в ходе термомеханической обработки прокатных профилей из углеродистых и низколегированных сталей, является актуальным и представляет несомненный научный и практический интерес.
Повышение эффективности металлургического производства во многом связано с решением проблемы повышения стойкости прокатных валков. Это одна из важнейших задач, решением которой обеспечивает снижение себестоимости конечной продукции. Для упрочнения поверхности литых чугунных валков применяют плазменную закалку калибров, подвергающихся при прокатке значительным термическим и механическим нагрузкам и, как следствие, высокоскоростному изнашиванию. Процесс упрочнения заключа ется в высокотемпературном плазменном нагреве и интенсивном охлаждении со скоростями рабочей поверхности валков. При этом эксплуатационная стойкость их может возрастать на -60% и повышаются, соответственно, технико-экономические показатели работы прокатного передела. Для разработки и внедрения таких технологий необходимо понимание процессов структу-рообразования в процессе плазменной поверхностной закалки и эксплуатации чугунных валков.
Таким образом, необходимость и актуальность изучения закономерностей формирования и эволюции структурно-фазовых состояний и дефектной субструктуры при термомеханическом упрочнении стального проката и плазменном упрочнении чугунных валков диктуется как требованиями практики, так и научной важностью проблемы.
Во время выполнения работы большую поддержку оказывали доктора наук - профессора А.Б. Юрьев, В.Е. Громов, Ю.Ф. Иванов, кандидаты наук, доценты В.Я. Чинокалов, О.Ю. Ефимов, СВ. Коновалов, В.П. Симаков, которым автор выражает искреннюю признательность.
Актуальность. Для разработки и производства металлопродукции с высокими потребительскими свойствами необходимо знание закономерностей формирования структурно-фазовых состояний при деформационных, термических, других технологических воздействий. Хотя фундаментальные исследования различных научных школ и практика применения термомеханического упрочнения стального проката известна давно, требуемого сочетания прочностных и пластических свойств можно достичь на основе анализа таких закономерностей для каждого конкретного вида продукции.
В последнее время технологии принудительного охлаждения с температуры конца прокатки начинают применяться при производстве фасонных профилей, что обеспечивает повышение прочностных свойств при использо вании экономнолегированных марок сталей.
Другая важная проблема, определяющая эффективность всего металлургического передела, заключается в повышении эксплуатационной стойкости чугунных прокатных валков. Одно из перспективных направлений ее решения связано с разработкой режимов плазменного упрочнения поверхности рабочих калибров. И в этом случае достижение значимого технологического результата невозможно без анализа закономерностей формирования и эволюции структуры, фазового состава и дефектной субструктуры в процессе плазменного упрочнения и эксплуатации на стане.
Работа выполнялась в соответствии с грантами Министерства образования и науки РФ по фундаментальным проблемам металлургии (2006-2009 г.г.), в рамках Аналитической ВЦП "Развитие научного потенциала высшей школы на 2009-2010 годы (проект 2.1.2/546), ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 г.г.» (госконтракт П332), темами ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет».
Цель работы: установление закономерностей и природы формирования структурно-фазовых состояний и механических свойств в металлургической системе «термомеханически упрочненная стальная двутавровая балка -плазменно упрочненный чугунный прокатный валок».
Для достижения цели в работе решались следующие задачи:
1 Выявление закономерностей формирования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и механических свойств двутавровой балки из стали 09Г2С, упрочненной по режиму ускоренного охлаждения, и установление оптимальных режимов термомеханического упрочнения.
2 Установление закономерностей формирования структурно-фазовых состояний при плазменном упрочнении валков из чугуна марки СПХН и их эволюция при эксплуатации. 3 Анализ природы формирования структурно-фазовых состояний при плазменном упрочнении чугунных валков и термомеханическом упрочнении двутавровой балки.
4 Разработка технологических решений и оборудования для упрочняющих обработок двутавровой балки и прокатных валков.
Научная новизна: впервые методами просвечивающей электронной микроскопии проведены количественные исследования структуры, фазового состава и дефектной субструктуры фасонного проката из стали 09Г2С, подвергнутого ускоренному охлаждению с образованием градиентного строения. Выполнен комплекс исследований формирования структурно-фазовых состояний при плазменном упрочнении валков из чугуна марки СПХН и их эволюция при высокотемпературной прокатке.
Практическая значимость работы, подтвержденная актом внедрения результатов в производство, заключается в существенном увеличении служебных характеристик плазменноупрочненных прокатных валков из чугуна марки СПХН и термомеханически упрочненной двутавровой балки ДП 155 из стали 09Г2С.
Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик и методов современного физического материаловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.
Положения, выносимые на защиту:
1 Закономерности формирования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и механических свойств двутавровой балки при термомеханическом упрочнении. 2 Закономерности формирования структурно-фазовых состояний, дефектной субструктуры и элементного состава прокатных валков из чугуна марки СПХН при плазменном упрочнении.
3 Закономерности эволюции структурно-фазовых состояний и дефектной субструктуры литых и плазменноупрочненных чугунных валков при эксплуатации.
4 Технологические решения и режимы плазменного и термомеханического упрочнения в металлургической системы «стальной прокат — чугунные валки».
Личный вклад автора состоит в научной постановке задач исследования, анализе литературных данных, выполнении металлографических, элек-тронномикроскопических и других исследований и механических испытаний термомеханически упрочненной двутавровой балки и плазменноупрочненных валков, статистической обработке и анализе полученных результатов, внедрении технологий в производство.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались на следующих научных конференциях и семинарах: Берн-штейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов, Москва, 2009; Первых Московских чтениях по проблемам прочности материалов, посвященных 85-летию В.Л. Инденбома, Москва, 2009; V Российской научно-практической конференции "Физические свойства металлов и сплавов", Екатеринбург, 2009; V Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур", Москва, 2010; XIX Петербургских чтениях по проблемам прочности, посвященных 130-летию со дня рождения академика АН УССР Н.Н. Давиденкова, Санкт-Петербург, 2010; VI Российской научно-технической конференции "Механика микронеоднородных материалов и разрушение", Екатеринбург, 2010; XVIII республиканской научной конференции аспирантов и студентов "Физика конденсированного состояния", Гродно, 2010; 49 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», посвященной 80-летию со дня рождения академика НАНУ и РАН В.И. Трефилова, Киев, 2010; V международной конференции "Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений", Тамбов, 2010; международной научно-технической конференции "Прочность материалов и элементов конструкций", Киев, 2010; 50 международном научном симпозиуме «Актуальные проблемы прочности», Витебск, 2010; VI международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», посвященной памяти академика Г.В. Курдюмова, Черноголовка, 2010; VII Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов, Москва, 2010.
Материалы диссертации опубликованы в 21 печатной работе, по ее результатам получено 6 патентов.
Диссертация состоит из введения, шести глав, основных выводов, библиографического списка литературы из 238 наименований, содержит 174 страницы машинописного текста, в том числе 76 рисунков и 26 таблиц.
Формирование структуры при принудительном охлаждении стального проката в потоке станов
В работе [33] исследовано влияние технологических параметров ТМО на структуру и свойства листового проката толщиной до 50 мм из хладостойкой стали улучшенной свариваемости. Отмечается значительное влияние температуры прокатки на формирование микроструктуры полосы. На первой стадии прокатки (при температуре выше температуры рекристаллизации аустенита) одновременно протекают процессы упрочнения и разупрочнения, причем интенсивность последнего определяется динамической рекристаллизацией аустенита. Мелкодисперсные карбиды, выделяющиеся в процессе деформации при 900-950С, подавляют как динамическую, так и статическую рекристаллизацию, обуславливающую последеформационное разупрочнение [35]. Вторая (низкотемпературная) стадия прокатки формирует окончательную структуру по толщине листа. Для получения мелкого зерна большое значение имеют величины обжатий вблизи точки Аг3 [34], когда рекристаллизация аустенита полностью заторможена. В этом случае, при образовании большого числа центров зарождения, скорость роста а-фазы снижается. Отмечается, что при аустенизации слябов при температурах 1100-1150С отсутствует аномальный рост отдельных зерен и происходит полное растворение карбидной фазы, что обеспечивает прохождение динамической рекристаллизации аустенита. Снижение температуры конца прокатки на второй стадии до 780С обеспечивает формирование однородной мелкодисперсной структуры гранулярного бейнита и свободного феррита с зерном №№10-11 по всей толщине листа.
В 2002 году было разработано специальное оборудование для термомеханической обработки в потоке стана 5000 ОАО «Северсталь», т.н. устройство контролируемого охлаждения (УКО) [31, 32]. УКО предназначено для выполнения следующих технологических операций: регулируемого охлаждения листов от температуры конца прокатки до 400-700С, закалки листов после чистовой прокатки, термомеханической обработки толстых листов при совмещении ускоренного охлаждения промежуточного раската с термическим упрочнением после прокатки. Поэтому появляется возможность производить прокат в более широком диапазоне требований, в том числе со свойствами, которые ранее обеспечивались технологией улучшения со специального нагрева.
В работе [36] представлена технология производства бесшовных труб среднего диаметра с термической обработкой в линии трубопрокатного стана. Оборудование для термообработки расположено непосредственно на выходе из агрегата, что обеспечивает закалку с температуры выше точки превращения Аг3 и, соответственно, повышение однородности механических свойств и других эксплуатационных характеристик труб. Закалка труб производится одновременно с наружной и внутренней сторон, после закалки трубы подвергаются отпуску в термической печи.
Данные о разработках технологий принудительного охлаждения фасонных профилей практически отсутствуют. В работах [37, 38] приводятся данные по отработке технологии термического упрочнения стального проката, в основном строительной арматуры, в линии сортовых станов. В результате неравномерного теплоотвода в сечении стальных арматурных стержней формируется многослойный композит с элементами наноструктуры. Структурная неоднородность проявляется в виде колец различной травимости: ярко выраженный поверхностный слой, несколько переходных слоев и осевая зона В работе [39] изложены результаты послойного исследования структурно-фазового состояния термически упрочненных на класс А500С арматурных стержней из стали марки СтЗпс, выполненного методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг на просвет. Выявлено присутствие а-фазы и карбида железа различной морфологии, которые находятся в определенном сочетании и формируют следующие типы структур. Структурно свободный феррит дефектный. На рисунке 1.4 приведено изображение двух зерен феррита, в объеме которых выявляется сетчатая (1) и фрагмента -рованная (2) дислокационные субструктуры. Феррит содержит наноразмер-ные частицы цементита округлой формы (рисунок 1.5) с сетчатой или ячеи-сто-сетчатой дислокационной субструктурой. Размер карбидных частиц на дислокациях 20 нм, на границах ячеек - 27 нм, в стыках субграниц - 31 нм.
Методики просвечивающей электронной микроскопии
Исследования проводили на приборе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне электронного микроскопа составляло 8000-80000 крат. Окончательное увеличение достигалось с помощью фотопечати.
Для идентификации фаз, присутствующих в материале, применялся дифракционный анализ с использованием темнопольной методики и последующим индицированием микроэлектронограмм [170]. Светлопольные изображения тонкой структуры стали были использованы для: классификации морфологических признаков зерен; определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений; измерения скалярной р и избыточной р± плотности дислокаций.
Исследования фазового состава и дефектной субструктуры чугунных валков и двутавровой балки проводили в объемах, расположенных на различном удалении от поверхности упрочнения. Методом электроискровой эрозии из образца вырезали пластинки толщиной 0,3 мм. Вырезанные пластинки механически утоняли до толщин -100-150 мкм и далее односторонне полировали в электролите состава 450 мл Н3РО4 + 50 г хромового ангидрида при напряжении 20-27 В и плотности тока 2-3 А/см2 до толщины, пригодной для просмотра в электронном микроскопе. Пластинки вырезали на поверхности и на различном расстоянии от нее.
Применительно к дислокационным субструктурам (ДСС), формирующимся в процессе деформации однофазных сплавов, этот метод был впервые использован в работах [171, 172]. В связи с тем, что размер структурного элемента в формирующемся типе дислокационных субструктур больше или соизмерим с толщиной фольги, то с их изображениями в фольге можно работать как со случайными сечениями в шлифе [167]. Поэтому использовался метод определения объемной доли Pv по случайным сечениям, основанный на измерении доли площади фольги Ps, занятой определенным типом ДСС, т.е. был использован планиметрический метод. Согласно этому методу, измерялись площади изображений каждого из типов ДСС на плоскости наблюдения. Затем величины площадей суммировались. Полученная сумма делилась на величину площади изучаемого участка плоскости наблюдения.
В случае изотропной структуры Pv определяли на одном представительном случайном сечении кристалла. Для неоднородной структуры осуществляли представительную выборку по различно ориентированным сечениям.
Скалярная плотность измерялась методом секущих с поправкой на невидимость дислокаций на микрофотографиях [173]. В качестве испытательной линии использовалась прямоугольная сетка. Расчеты проводили по формуле: где M - увеличение микрофотографии; П) и п2 - число пересечений дислокациями горизонтальных и вертикальных линий; її и 12, соответственно, - суммарная длина горизонтальных и вертикальных линий.
Скалярная плотность дислокаций определялась отдельно для каждого типа ДСС. Средняя величина скалярной плотности рассчитывалась с учетом объемной доли каждого из типов присутствующих ДСС по формуле: где pi - скалярная плотность дислокаций в определенном типе ДСС; PVi - объемная доля материала, занятого данным типом ДСС.
Избыточная плотность дислокаций р± = р+ - р. (где р+ и р. - плотность соответственно положительно и отрицательно заряженных дислокаций) измерялась локально по градиенту разориентировки [174-177]: где b - вектор Бюргерса дислокаций, Зф/5/ - градиент кривизны фольги или кривизна-кручение кристаллической решетки %.
Величина %=дц)/д1 определялась путем смещения экстинкционного контура (А/) при контролируемом угле наклона фольги (Аф) в колонне микро- скопа. При этом вектор действующего отражения s был перпендикулярен оси наклона гониометра (ОНГ). В противном случае требуется пересчет, т.к. плоскость действующего отражения не будет содержать ОНГ. Участок фольги не должен на пути перемещения контура содержать границ раздела или разориентировок, т.е. изгиб фольги должен быть непрерывным. Ширина контура в величинах разориентировок для сталей [178] составляет 1 градус. Это означает, что при повороте гониометра на величину Лср «1 изгибный экс-тинкционный контур смещается на расстояние своей ширины, т.е. А/ ml (при этом должно выполняться условие 9 _1_ ОНГ). Эта величина (Аф « 1) в сочетании с шириной контура 1 позволяет определить градиент разориентировки:
Каждый из типов ДСС характеризуется рядом параметров. Для изучения эволюции фрагментированной и ячеистой ДСС использовались такие параметры, как размер фрагментов и ячеек. Величина фрагментов измерялась в двух взаимно перпендикулярных направлениях (длина и ширина). Размер ячеек определялся методом случайных секущих [165, 166], путем их измерения в разных плоскостях фольги.
В исследуемой стали присутствуют карбиды сферической и вытянутой пластинчатой формы. Измерение расстояний между частицами и их объемных долей проводилось в зависимости от места нахождения. У частиц карбидов, имеющих сферическую форму, измерялся диаметр d, у пластинчатых -длина частиц / и их диаметр d. Размеры частиц определяли по микрофотографиям, полученным с фольг путем их непосредственного замера [166]: где N, - число частиц в данном размерном классе, dj и 1, -средний размер частиц в этом классе, п - число классов, N - полное число измерений.
Конструктивные и технологические особенности плаз мотрона прямого действия
Применение для целей поверхностной закалки сварочной дуги - решение, предложенное в конце 50-х годов. Интерес к ней возник в конце 70-х годов, когда в промышленную практику вошли плазмотроны. Электрическая дуга характеризовалась устойчивостью в широком диапазоне расхода плаз-мообразующего газа.
Типичные плазмотроны содержат газовихревую схему стабилизации катодного участка дуги, которая включает завихритель, водоохлаждаемое сопло с цилиндрическим каналом и электрод (катод), выполненный в виде медной державки с запрессованным в нее стержнем активной вставки.
Известные устройства для плазменной обработки металлических поверхностей [188] позволяет проводить поверхностную закалку гладких поверхностей изделий, однако геометрия цилиндрического канала сопла способствует обжатию плазменной струи, что ведет к необоснованному повышению плотности теплового потока плазменной струи и формальному ограничению ширины зоны упрочнения за один проход, а также относительно повышенному термическому износу внутренней поверхности канала сопла. Выбор длины канала сопла носит качественный характер, критериями которого являются стойкость сопла и проблема с зажиганием основной дуги, решаемая изменением расстояния между катодом и поверхностью обрабатываемой детали. Наличие колен в газоразрядной камере дестабилизирует горение электрической дуги при работе устройства с относительно малым расходом плазмообразующего газа в режиме поверхностного термоупрочнения изделий, что не является важным при работе устройства в режимах большого расхода плазмообразующего газа с соплом повышенной длины, например при сварке, резке металлов.
Необоснованный выбор геометрических параметров сопла и газоразрядной камеры устройства для плазменного поверхностного упрочнения способствует неконтролируемому изменению плотности теплового потока плазменной струи, повышенному высокотемпературному окислительному износу выходного канала сопла, нестабильному горению электрической дуги и формальному ограничению ширины зоны упрочнения за один проход, которая обеспечивает производительность процесса упрочнения с достижением требуемых свойств модифицированной поверхности.
В разработанном в условиях ОАО "ЗСМК" плазмотроне [189, 190] дополнительно осуществляется стабилизация приэлектродных участков дуги соплом путем формирования канала подвода плазмообразующего газа газоразрядной камеры параллельными поверхностями электрода и сопла с диаметром выходного канала dc, определяемым из соотношения dc = (0,1 -0,12) 4иї , где U, I - рабочие напряжение и ток дуги, длину выходного канала сопла 1с определяют из условия 1с = (0,3-0,35)dc, а выходной канал сопла выполнен в виде цилиндрической вставки с толщиной стенки 1,5-2,0 мм из жаропрочного материала, например молибдена.
Это позволило за счет формирования столба дуги между активной вставкой электрода (катод) и упрочняемой поверхностью изделия (анод), соответственно, обеспечить достижение необходимой плотности теплового потока плазменной струи и осуществлять термообработку поверхности изделий с повышенной производительностью за счет оптимизации геометрии газоразрядной камеры, диаметра и длины выходного канала сопла, а изготовление внутренней поверхности выходного канала сопла из жаропрочного материала повысило ресурс работы плазмотрона в целом.
Дополнительная стабилизация приэлектродных участков дуги путем формирования канала подвода плазмообразующего газа газоразрядной камеры параллельными поверхностями электрода и сопла обеспечивает оптимальную геометрию газоразрядной камеры (без колен и отводов с пониженным газодинамическим сопротивлением) и способствует стабильному горению электрической дуги при работе плазмотрона с относительно малым расходом плазмообразующего газа.
В колене на стыке двух участков разного направления имеются кромки, от которых происходит отрыв потока. В отводе, у внутренней стенки газовый поток сначала ускоряется, а при переходе к новому прямому направлению — замедляется и, на этом втором участке, возникает отрыв пограничного слоя диффузорного характера [191]. Все это приводит к поступлению из канала газоразрядной камеры в зону горения дуги плазмообразующего газа с неоднородной плотностью, что отрицательно сказывается на стабильности работы плазмотрона.
Выбор диаметра выходного канала сопла dc плазмотрона для поверхностной обработки валков из соотношения: = (0,1 - 0,12)Vt/7 обеспечивает получение необходимой плотности теплового потока плазменной струи для формирования упрочненного слоя с минимальным оплавлением, оптимальной ширины зоны упрочнения за один проход и технологической толщины, ограниченной допустимым износом прокатных валков, что способствует снижению затрат на съем невыработанного закаленного металла при последующих ремонтах валков, при этом плотность теплового потока плазменной струи и скорость перемещения задаются в пределах диапазонов (85-125) 106 Вт/м и 35-53 мм/с соответственно [192].
При равномерном распределения теплового потока Ф по поверхности площадью S поверхностная плотность теплового потока определяется по формуле q = Ф/S [184, 193]. Для случая электродуговой природы плазменной струи тепловой поток Ф можно рассчитывать через реализуемую электрическую мощность дуги как Р = UI, где I - рабочий ток дуги, U- напряжение дуги. Тогда
Электронномикроскопические исследования структуры по сечению чугунных валков
Морфологический анализ структуры литых неупрочненных валков (образец 1), выполненный методами сканирующей электронной микроскопии, показал, что поверхностный рабочий слой калибра состоит из металлической основы и графита. Выявлены две морфологические разновидности графита. Во-первых, включения (зерна) графита неправильной формы толщиной от 5 до 40 мкм, которые располагаются преимущественно вдоль границ раздела металлической основы, формируя протяженные строчки-прослойки (рисунок 4.5а) или отдельно расположенные островки (рисунок 4.56). Во-вторых, включения округлой формы (рисунки 4.6 и 4.7), размеры которых изменяются от 2 до 5 мкм.
Металлическая основа приповерхностного слоя валка имеет выраженное столбчатое строение и состоит из зерен перлита пластинчатой морфологии (рисунки 4.6 и 4.7) и включений цементита (рисунок 4.7). Таким образом, структура литого неупрочненного валка, который не эксплуатировался на стане, по всему сечению состоит из пластинчатого перлита, участков ледебу После прокатки 58 т стального профиля в структуре приповерхностного слоя калибра (образец 2), как и до эксплуатации, по морфологическому признаку выделяются металлическая основа и графит. Последний так же наблюдается в виде выделений, расположенных по границам раздела металлической основы (рисунок 4.8) и образующих протяженные прослойки (рисунок 4.86), или образований округлой формы, расположенных по границам и в объеме металлической основы (рисунок 4.9).
Литой неупрочненный калибр валка после прокатки 58 т (образец 2) Рисунок 4.8 - Структура приповерхностного слоя калибра валка
Наблюдается существенное увеличение количества включений графита округлой формы (сравни рисунки 4.7 и 4.9), размеры которых изменяются от 0,5 до 1 мкм. Следовательно, произошел распад металлической основы с об разованием частиц графита, расположенных, преимущественно, по границам раздела металлической основы. Произошли фазовые превращения в металлической основе. Анализируя структуры на рисунке 4.10, можно отметить существенное увеличение объемной доли перлита.
