Содержание к диссертации
Введение
1. Разработка и обоснование сталей, рекомендуемых для изготовления металлургического инструмента 18
1.1. Анализ работоспособности материала крупногабаритного инструмента в условиях повышенных температур, комбинированного нагружения и интенсивного изнашивания 18
1.2. Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации 28
1.3. Механизмы упрочнения, действующие в легированных сталях инструментального класса 38
1.3.1. Упрочнение по зернограничному механизму 39
1.3.2. Твердорастворный механизм упрочнения и дисперсионное твердение сплава 39
1.4. Комплексные системы легирования и их влияние на свойства сталей инструментального класса 43
1.5. Особенности фазовых и структурных превращений в микролегированных износостойких сталях 48
1.5.1. Распад переохлажденного аустенита микролегированных сплавов в перлитной области 48
1.5.2. Особенности распада легированного аустенита в бейнитной области 51
1.5.3. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение 53
1.5.4. Влияние легирующих элементов на механизм распада мартенсита 56
1.6. Процессы термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 60
1.7. Математическое моделирование режимов термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 67
1.8. Выводы. Постановка задач исследования 75
2. Опытные стали инструментального класса с микролегирующим комплексом. Разработка, получение, методы исследования 78
2.1. Выбор программы для проведения оптимизации химического состава стали 78
2.2. Моделирование экспериментальных сталей 81
2.3. Технология выплавки экспериментальной стали 87
2.4. Обработка опытных данных на ЭВМ и построение математических и графических зависимостей. Использование пакета прикладных программ «КОМРLEX» для оптимизации экспериментальных данных 89
2.5. Построение пространственной модели «состав – свойство» и нахождение оптимального легирующего комплекса методом наложенных проекций 101
2.6. Разработанные оптимальные химические составы экспериментальных микролегированных сталей инструментального класса 106
2.7. Основные выводы и обобщения по главе 107
3. Термокинетические аспекты структурообразования в разработанных сталях 109
3.1. Определение критических интервалов фазовых превращений в разработанных сталях 111
3.2. Определение оптимальных параметров аустенитизации 113
3.2.1. Зависимость температуры начала мартенситного распада от температурных интервалов аустенитизации 113
3.2.2. Воздействие температурно-временных параметров нагрева на рост аустенитного зерна 115
3.3. Распад аустенита при непрерывном охлаждении 116
3.4. Кинетические особенности распада переохлажденного аустенита в изотермическом интервале 123
3.5. Основные выводы и обобщения по главе 133
4. Разработка оптимальных режимов термической обработки опытных сталей на основе исследования стркутурообразования при термическом влиянии 134
4.1. Структурообразование разработанных сплавов при ковке и кристаллизации 134
4.2. Оценка структурных превращений на этапе сфероидизации 144
4.3. Анализ влияния температурно-временных параметров закалки на формирование структуры и свойств микролегированных сталей 149
4.4. Исследование процессов отпуска разработанных микролегированных сталей 154
4.5. Оптимизация режимов термической обработки крупногабаритного металлургического инструмента 161
4.5.1. Разработка производственных режимов термической обработки валков прокатных станов из стали 70Х3Г2ВТБ 162
4.5.2. Оптимизированный режим термической обработки бронеплит бункеров из стали марки 100Х3Г2МТР 164
4.5.3. Разработанный режим термической обработки штампа горячей деформации из стали 70ХЗГ2ФТР 166
4.6. Моделирование физико-механических процессов при термической обработке готовых изделий из исследуемых микролегированных сталей 167
4.7. Основные выводы и обобщения по главе 177
5. Оценка механических и эксплуатационных свойств разработанных сталей 179
5.1. Оценка ударной вязкости разработанных сталей в интервалах температур эксплуатации металлургического инструмента 179
5.1.1. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 70Х3Г2ФТР при нормальной и повышенной температурах 180
5.1.2. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 70Х3Г2ВТБ при нормальной и повышенной температурах 182
5.1.3. Ударная вязкость и фрактографические особенности изломов термообработанной стали 100Х3Г2МТР при нормальной и повышенной температурах 185
5.1.4. Сравнительный анализ ударной вязкости разработанных сталей 188
5.2. Анализ механических и эксплуатационных свойств опытных сталей инструментального класса 190
5.2.1. Особенности механических свойств литой экспериментальной стали 100Х3Г2МТР 190
5.2.2. Механические и технологические характеристики стали 70Х3Г2ВТБ после термического упрочнения 193
5.2.3. Сопоставительная оценка механических и эксплуатационных свойств штамповых сталей 198
5.3. Комплексный анализ механических свойств и служебных характеристик, разработанных микролегированных сталей для металлургического инструмента 201
5.4. Основные выводы и обобщения по главе 202
6. Промышленная апробация и оценка экономической эффективности от внедрения разработанных сталей 204
6.1. Опытная партия валков горячей прокатки из стали 70Х3Г2ВТБ 204
6.2. Производственные испытания опытных штампов горячего деформирования из стали 70Х3Г2ФТР 215
6.3. Изготовление опытной партии отливок бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР 218
6.4. Основные выводы и обобщения по главе 226
Основные результаты и выводы по работе 227
Список использованных источников 230
Приложения 265
Приложение А 266
Приложение Б 273
Приложение В 285
Приложение Г 291
Приложение Д 301
Приложение Е 306
- Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации
- Обработка опытных данных на ЭВМ и построение математических и графических зависимостей. Использование пакета прикладных программ «КОМРLEX» для оптимизации экспериментальных данных
- Распад аустенита при непрерывном охлаждении
- Механические и технологические характеристики стали 70Х3Г2ВТБ после термического упрочнения
Обзор перспективных легированных сталей инструментального класса, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации
Повышенные требования предприятий-потребителей к свойствам и качеству тяжелонагруженного металлургического инструмента влекут за собой необходимость повышения качества и экономии металла за счет синтеза новых материалов и технологий изготовления готовой металлургической продукции.
Традиционно для изготовления рабочих и опорных валков листовых станов применяют заэвтектоидные стали перлитного класса типа: 9Х, 9Х2, 9ХФ, 9Х2МФ, 9Х2В, 9Х2СФ, 9Х2СВФ, 9ХСВФ, содержащие углерод в пределах 0,9 – 1 %. Как видно, основным легирующим элементом, упрочняющим металлическую основу указанных сплавов, является хром. Количество карбидов хрома (МС, М2С, М7С3, М23С6) увеличивается по мере увеличения содержания углерода [74]. В таком виде хром оказывает несомненное положительное влияние на прокаливаемость, механические характеристики и устойчивость против отпуска, понижая при этом точку Мн на 30 – 500 С и повышая количество остаточного аустенита в пределах 5-15 %. Повышенное количество углерода в данных сталях позволяет получить большую твердость и износостойкость рабочего слоя валков [83, 121, 143] и улучшить качество поверхности металлопроката [75, 94], но также оно является предельным в плане обеспечения максимальной твердости основы металла в состоянии закалки (рисунок 1.1), что отрицательно сказывается на прокаливаемости и технологичности изготовления металлургического инструмента в виде валков прокатных станов.
С целью аннигиляции недостатков в сталях с содержанием углерода в пределах 0,9 – 1 %, на этапе получения сплава стали вводить редкоземельные элементы в виде модифицирующих добавок (Nb, Zr, Ni, B), а также азот и другие элементы. В работе [102] содержатся данные, по легированию стали 9Х2МФ азотом в количестве 0,03 - 0,04 %. Указанное содержание азота позволило решить проблему карбидной неоднородности в рабочем поверхностном слое изделия и несколько повысить контактную выносливость инструмента.
Авторы работы [132] отмечают, что с целью повышения прочности, пластичности и ударной вязкости в сталь 9Х2МФ также целесообразно вводить Zr, Ti и B.
Одной из первых сталей из этой группы создана сталь Меллоя типа 7ХМФ [191], полученная как результат исследований, проведенных в целях снижения склонности сталей для изготовления валков прокатных станов к трещинообразованию.
«Исследование влияния углерода (0,65-0,90 %), хрома (0,42-1,20 %) и молибдена (0,35-0,75 %) показало, что наименьшей склонностью к закалочным трещинам характеризуются стали с содержанием углерода 0,65-0,80 % (при прочих равных условиях), хрома 0,7-1,0 %, молибдена 0,45-0,70 %. При содержании всех трех элементов в указанных пределах склонность стали 7ХМФ к закалочным трещинам оказалась в 6 раз ниже по сравнению со стандартной сталью типа 9Х2МФ и в 4 раза ниже по сравнению со стандартной сталью с пониженным содержанием углерода» [58, 167, 168].
В источниках [50, 52, 53, 54, 55] оговорено, что сталь 75ХСМФ в большей степени, чем высокоуглеродистые стали инструментального класса, удовлетворяет требованиям, предъявляемым к валковой продукции, особенно в части обеспечения вязкости закаленного рабочего слоя. Показано, что данная сталь является комплексно-легированным сплавом и характеризуются достаточной пластичностью при температуре до 1000 С (78-82 %).
Валки из сталей 9Х, 9Х1, 9ХФ не отвечают современным требованиям по глубине активного слоя вследствие низкой прокаливаемости этих сталей [10 - 13]. Другие марки (9Х2МФД, 75ХСМФ, 60ХСМФ) имеют ограниченное применение из-за пониженной технологичности, которая в достаточной мере не компенсируется повышением эксплуатационной стойкости валков. Поэтому они, как правило, используются на заводе-разработчике данной стали (например, сталь 60Х2СМФ, 60ХСМФ - на ЗАО «НКМЗ» [17, 29], сталь 7Х2СМФ - на ПО «Электростальтяжмаш» [36]). Введение кремния в этих сталях наряду с хромом, ванадием и молибденом, позволило поднять прочностные характеристики стали, повысив одновременно ее сопротивляемость отпуску в интервале температур 300 – 450 С [37]. Однако достоверной информации о преимуществах и недостатках той или иной марки стали по эксплуатационной стойкости в литературе практически не имеется.
Указанные недостатки использования сталей относятся и к валкам горячей прокатки, для изготовления которых наряду с уже упоминавшимися сталями 9Х, 9Х2, 9ХФ, 9Х2МФ могут применяться стали 50ХН, 60ХН, 75ХМ (75ХМФ), 9ХМФ, а также 60Х5МФ [38]. Причем опорные валки с диаметром бочки до 800 мм обычно изготовляются из сталей малой прокаливаемости. Для опорных валков диаметром свыше 1000 мм широко используется сталь 9ХФ (ЗАО «НКМЗ») и 75ХМ (75ХМФ) (ОАО «Уралмаш»).
Использование стали типа 75ХМ отражает тенденцию к снижению содержания углерода с целью повышения технологичности на основных переделах. Снижение углерода в данных пределах не приводит к потере твердости после закалки [40]. Износостойкость поверхностного слоя снижается также незначительно. Благодаря наличию 0,2-0,3 % молибдена данная сталь обладает более высокой прокаливаемостью, чем сталь 9ХФ.
Для особо крупных валков разработаны стали типа 70Х2ГМФ [41], 70Х2ГНМФ [26] и 70Х2МФБ [44]. По сравнению с применяемыми сталями они обладают повышенной прокаливаемостью вследствие комплексного легирования и обеспечивают высокую твердость как после улучшения, так и после нормализации, что обусловлено повышенным содержанием сильных карбидообразующих элементов [52, 53, 58, 67].
Предложенная для крупных опорных валков сталь 8ХСМ имеет в 2-2,5 раза большую прокаливаемость по сравнению со сталями 75ХМ и 9ХФ [38] и по своим эксплуатационным характеристикам превосходит сталь 9ХФ в 1,5-2 раза [33]. Введение в сталь 8ХСМ церия приводит к снижению порога хладноломкости и измельчению зерна [40]. Высокую устойчивость переохлажденного аустенита имеет сталь 60Х3МФА, в которой мартенситное превращение при непрерывном охлаждении наблюдается вплоть до скорости 1080 С/ч. Сочетание высокой прокаливаемости с повышенными прочностными свойствами обеспечивается за счет введения повышенного количества молибдена и ванадия [36-38].
В настоящее время в разработке новых марок сталей для прокатных валков возникла тенденция не только к снижению содержания углерода, о чем было сказано ранее, но также к повышению содержания хрома до 3,0-5,0 % [38, 40, 41], кремния до 1,5 % [41-44]. В сталях для опорных валков характерно повышение содержания никеля и молибдена до 1,0-1,2 % [38, 41, 44, 52]. Однако в связи с тем, что данные элементы являются дефицитными, некоторые авторы [53, 58, 67] предлагают снижать их содержание в стали. При этом для сохранения уровня прокаливаемости предлагается увеличить содержание хрома до 2,5-3,5 %, марганца до 1,7 % [41, 44], применять микролегирование бором [41]. В некоторых случаях предлагается дополнительное легирование титаном, ниобием, танталом [52-58].
Представленные данные свидетельствуют о довольно низком уровне служебных свойств валков российского производства, что подтверждается и данными анализа эксплуатационной стойкости валков [10, 13, 61, 68, 69]. Так, 50 % рабочих валков холодной прокатки, 40 % опорных валков горячей прокатки и почти 85-90 % опорных валков холодной прокатки не дорабатывают до естественного износа, а выходят из строя по выкрошкам, отслоениям, разрушениям усталостного характера и т.п. Одними из основных причин пониженного качества выпускаемых в настоящее время валков являются низкая конструктивная прочность применяемых сталей и устаревшая технология термической обработки.
В работе [12] приведен сравнительный анализ сталей со стабильной и нестабильной структурой аустенита. Авторы указывают, что интенсивность протекания мартенситного превращения в поверхностном слое при изнашивании определяется, как типом аустенита, так и характером легирования. Упрочнение и износостойкость сталей с нестабильной аустенитной структурой зависит от количества мартенсита, возникающего в процессе износа, и от его свойств. Определенные выводы указанной работы сомнительны в части того, что «хромистые стали 150X3, 140X8 обладают большей склонностью к образованию мартенсита деформации, чем хромомарганцевые (50X10Г7) и хромоникелевые (50X10Н7)», поскольку сопоставляемые системы различаются как природой, так и степенью легирования, что в данном конкретном случае имеет определяющее значение.
Обработка опытных данных на ЭВМ и построение математических и графических зависимостей. Использование пакета прикладных программ «КОМРLEX» для оптимизации экспериментальных данных
В результате обработки экспериментальных данных получены частные графические и математические зависимости. Графики влияния отдельных легирующих элементов на испытуемые характеристики представлены на рисунках 2.4, 2.5.
На основе предыдущих исследований удалось сузить область химических составов легированных сталей, дающих оптимальные значения абразивной, ударно – абразивной стойкости и твердости. Было выявлено необходимое процентное содержание легирующих элементов, дающее максимальное значение функций [1, 2]. Однако, предыдущая обработка экспериментальных данных не позволила рекомендовать оптимизированный химический состав среднелегированной стали, в котором бы сочетались все перечисленные свойства. Недостатком предыдущей оптимизации было изучение частных, а не комплексных зависимостей функций. Таким образом, возникла необходимость последующей обработки экспериментальных данных более современными методами математического планирования эксперимента с целью оптимизации химического состава по всем изучаемым функциям. Также целью ставилась модернизация программы обработки данных с тем, чтобы впоследствии ее можно было использовать для прогнозирования и изучения комплекса любых (в зависимости от требований) свойств материалов.
Дальнейшая обработка экспериментальных данных проводилась при помощи пакета прикладных программ «KOMPLEX», позволяющего повысить точность эксперимента в несколько раз. Применение указанного метода позволило с меньшим шагом планирования при ограниченном числе опытов получить математические модели (таблица 2.5-2.7), графические зависимости и оптимизированные химические составы экспериментальных сталей, имеющие наилучший комплекс свойств.
Анализируя уравнения влияния химического состава на исследуемые свойства, приведенные в таблицах 2.5 -2.7, следует отметить невысокие значения полученных коэффициентов корреляции (в пределах 0,4 – 0,7). Полученные парные корреляции с такой объясненной дисперсией не решают поставленных задач оптимизации, что вызвало необходимость использования множественной корреляции.
Применение пакета прикладных программа Statistica 6.0 позволило разработать трехмерные модели (рисунок 2.6-2.11), упрощающие получение зависимостей между группой факторов и исследуемыми откликами (КАС, KCU, HRC). В основании трехмерных моделей заложен треугольник, стороны которого определяют диапазон содержания легирующего элемента, в % по массе. Каждой зависимости соответствует уравнение регрессии, определяющее уровень воздействия каждого фактора на данное свойство.
Функциональный уровень пакета Statistica позволил получить уравнения регрессии без выполнения промежуточных расчетов и сократить трудоемкость расчетов при обработке результатов эксперимента. Статистическая обработка полученного массива данных позволила определить коэффициенты, необходимые для составления уравнений множественной регрессии. Кроме того, полученный массив отображает доверительный интервал положительных и для отрицательных значений, также используемый для получения уравнений множественной регрессии. Проверка адекватности уравнений определялась по значениям критерия Фишера, приложение 1, таблица 2.3, 2.4. Значения коэффициентов корреляции множественных зависимостей 2.3 -2.5 в пределах 0,92 - 0,99, свидетельствуют о высокой достоверности разработанной регрессионной модели.
Анализ полученных математических и графических зависимостей для системы легирования С - Сг - Мл - V - Ті - B показывает, что увеличение содержания Cr, Mn и V повышает измеряемые значения КАС, HRC и КСU, Подобный статистический анализ проводился для всех разрабатываемых систем легирования.
В промышленной статистике для представления центрального композиционного плана также используются комплексные графики поверхности, на которых показано расположение 16 наблюдений (образцов сплава), рисунок 2.12. С помощью подобных графиков, полученных для литого и термообработанного состояния, обнаружены сложные нелинейные взаимосвязи между переменными. На таблице итогов регрессионного анализа (рисунок 2.13, приложение 2) показаны максимальные значения функций и выводы итогов по анализировавшимся свойствам (КАС, KCU, HRC). Линейный регрессионный анализ заключался в подборе графика для набора наблюдений с помощью метода наименьших квадратов. Регрессия использовалась для анализа воздействия на отдельную зависимую переменную значений одной или более независимых переменных.
Анализируя выявленные математические уравнения и графические зависимости, определили вклад отдельных элементов в механизм упрочнения исследуемых сталей.
Влияние хрома.
В литых сталях зависимость абразивной стойкости от хрома квадратичная, причем по графику видно, что с увеличением процентного содержания хрома абразивная стойкость возрастает, но незначительно. Более значительно Cr влияет на ударно-абразивную стойкость. В литом состоянии видно, что наибольшее значение УАС достигается при содержании хрома 2,1 – 2,5 %, т.е. при меньшем и большем его содержании ударно-абразивная стойкость ниже. Однако, в литом состоянии HRС с увеличением содержания хрома более 1,6 % начинает падать, а в закаленном состоянии увеличивается с того же процентного содержания.
Влияние марганца.
Влияние марганца на абразивную стойкость в литом состоянии описывается параболой, в результате этого при малом содержании марганца абразивная стойкость значительно увеличивается, наименьшее значение АС наблюдается при содержании марганца 2–2,5 %, затем идет постепенное увеличение абразивной стойкости, при постепенном увеличении содержания данного элемента. Влияние марганца на ударно-абразивную стойкость в литом состоянии меняется незначительно во всем диапазоне его содержания. В литом состоянии увеличение Mn приводит к заметному снижению твердости от 60 до 52 единиц HRС.
Влияние титана.
Титан незначительно увеличивает абразивную стойкость, в диапазоне его содержания 0,62– 2,3 % наблюдается максимум значения АС в литом состоянии, такие же значения остаются и в улучшенном состоянии. Зато ударно-абразивная стойкость увеличивается пропорционально содержанию титана в литом состоянии. Здесь максимум УАС наблюдается при 0,3–0,5 % содержания данного элемента. В литом состоянии твердость находится в одном диапазоне HRС 35 – 45 единиц при любом содержании Ti.
Влияние молибдена.
В литом состоянии влияние молибдена незначительно во всем интервале содержания молибдена, максимум, хоть и небольшой, наблюдается при 0,5 % молибдена. Ударно-абразивная стойкость в литом состоянии увеличивается пропорционально содержанию молибдена. Твердость в литом состоянии находится в интервале 35–45 HRC.
Влияние бора.
В литом состоянии при увеличении содержания бора происходит уменьшение значения абразивной стойкости. Ударно – абразивная стойкость увеличивается при малом содержании бора, максимум наблюдается при 0,03 %, затем идет снижение УАС. Твердость в литом состоянии находится в интервале 35 – 45 единиц, при содержании до 0,1 %, но максимум значения твердости при 0,05%. В улучшенном состоянии HRС увеличивается пропорционально содержанию бора.
Влияние углерода.
Так как зависимость абразивной стойкости от процентного содержания углерода квадратичная, то минимум наблюдается при 0,6 – 1 %, при меньшем и большем содержании углерода АС значительно увеличивается пропорционально процентному содержанию. Ударно-абразивная стойкость в улучшенном состоянии в несколько раз выше, чем в литом, и максимальные значения в обоих случаях наблюдаются в интервале 0,8 – 1 %. Твердость во всем интервале изменения процентного содержания углерода, как в литом, так и в термообработанном состоянии находится в интервале 35 – 45 единиц.
Данное влияние вводимых легирующих элементов в составе экспериментальных сталей на исследуемые характеристики позволяет прогнозировать карбидный механизм упрочнения.
В полученных экспериментальных сталях возможно наличие определенного количества карбидных соединений: Fe3С, Mn3С, (Fe, Мn)3С, (Fe, Сr)3С, (Fe, Мn, Сr)3С, Fe3, Мо3С, карбидов группы, которые имеют сложную ромбическую кристаллическую решетку и являются основной упрочняющей фазой разработанных сталей.
Распад аустенита при непрерывном охлаждении
Литературные источники указывают [1, 13, 56], что в основу корректной разработки технологии термического упрочнения сталей и сплавов заложен анализ экспериментально полученных, термокинетических диаграмм распада аустенита, так как их построение позволяет получить уточненные сведения об интервалах протекания тех или иных фазовых переходов при охлаждении в широком интервале скоростей охлаждения и провести полный анализ структурных составляющих. Когда речь идет о разработке новых сталей и сплавов, состав которых усложнен легирующим комплексом, данный вопрос становится наиболее актуальным.
Основываясь на данном положении исследование кинетики распада аустенита в разработанных сталях 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР, осуществлялось с посредством анализа термокинетических диаграмм распада аустенита, полученных при непрерывном охлаждении в установленных диапазонах скоростей охлаждения (рисунок 3.4). При получении экспериментальных диаграмм распада аустенита стандартные образцы нагревали со скоростью 3 С/с до оптимальной (установленной ранее экспериментальным путем) температуры аустенитизации 1000 С, выдерживали до завершения процесса образования и гомогенности аустенита и охлаждали в интервале скоростей 10-0,025 С/с для стали 100X3Г2МТР, 10-0,013 С/с для стали 70Х3Г2ВТБ и 10-0,015 С/с для стали 70Х3Г2ФТРдо комнатной температуры. Интервалы температур перлитного и промежуточного бейнитного превращения определяли по перегибам на дилатометрических кривых. На стадии охлаждения регистрировали факты образования феррито-карбидных структур, бейнита и мартенсита, а также начало, приостановку и завершение образования отдельных избыточных фаз.
Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита (рисунок 3.4) свидетельствуют, что максимальной устойчивостью аустенита к распаду по перлитному и бейнитному механизму обладает сталь 70Х3Г2ВТБ. Наличие вольфрама в микролегирующем комплексе значительно подавляет диффузионные процессы начиная со скорости охлаждения 0,1 С/с, тогда как в стали 70Х3Г2ФТР, микролегированной ванадием, перлитное и бейнитное превращение подавляется от 0,35 о С/с.
Минимальной стойкостью к распаду аустенита по I и II ступени обладает сталь 100Х3Г2МТР, содержащая в качестве основного микролегирующего элемента молибден. На ТКД зафиксирован интервал скоростей бездиффузионного распада 0,4 - 0,5 С/с. Сравнительные данные критических скоростей охлаждения в перлитном и мартенститном интервале для разработанных сталей указаны в таблице 3.2.
Дилатометрический анализ дополнен структурными исследованиями разработанных сталей (рисунок 3.5). Видно, что мартенсит в стали 100Х3Г2МТР, образующийся после закалки, имеет пакетную морфологию и значительное количество остаточного аустенита до 20 % по данным магнитометрии и рентгеноструктурного анализа. Структура закаленной стали 70Х3Г2ФТР также обозначена дисперсными кристаллами мартенсита пакетной морфологии, однако количество остаточного аустенита мало (в пределах 7-10 %); протяженность мартенситных блоков составляет в среднем около 1,5 мкм. В стали 70Х3Г2ВТБ образуется пластинчатый мартенсит с меньшим содержанием непревращенного аустенита в локальных микрообъемах не более 5 %. Микротвердость мартенситной фазы для стали 100Х3Г2МТР порядка 800–830 HV, в то время как в сталях 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ она несколько ниже (780 – 800 HV).
Световая микроскопия разработанных сталей, охлажденных со скоростью 0,1 С/с (рисунок 3.6), показала, что устойчивость аустенита в перлитном интервале под влиянием различий в микролегирующем комплексе, имеет некоторые принципиальные отличия. Так, в стали марки 100Х3Г2МТР, имеющей минимальную устойчивость аустенита к распаду по диффузионному механизму, образуется преимущественно структура перлита (HV 450) незначительной долей бейнитной составляющей (HV 580).
В соответствии с полученной термокинетической диаграммой марки 70Х3Г2ФТР доля перлитной составляющей (380 HV) в ней заметно сокращается за счет роста объема бейнитной фазы (700 HV) (рисунок 3.6). Наибольшей инертностью к распаду аустенита по первой и второй ступени при одинаковых скоростях охлаждения обладает сталь 70Х3Г2ВТБ. Охлаждение в более низком интервале скоростей от 0,3 до 0,1 С/с для 100Х3Г2МТР, 0,2-0,05 С/с для 70ХЗГ2ФТР и 0,07-0,015 С/с для 70Х3Г2ВТБ вызывает распад переохлажденного аустенита по первой и второй ступеням. При выбранных скоростях охлаждения наблюдается неполный распад аустенита с образованием феррито-карбидной смеси. Непревращенный объем аустенитных зерен при достижении определенного температурного диапазона претерпевает бейнитное превращение.
Литературные источники [3, 56, 117] свидетельствуют, что на стадии бейнитного распада непревращенная часть аустенита насыщается углеродом, что снижает температуру мартенситной точки. Промежуточное превращение не происходит до полного образования бейнитной структуры, оставшаяся часть аустенита всегда претерпевает мартенситный распад (рисунок 3.6).
В интервале скоростей охлаждения 0,05 - 0,025 С/с в стали 100Х3Г2МТР; 0,025-0,015 С/с - 70Х3Г2ВТБ; 0,013 С/с - 70Х3Г2ВТБ мартенситное превращение не наблюдается, формируется феррито-цементитная структура с обособленными карбидными частицами и отдельными объемами остаточного аустенита.
Выполненные исследования кинетических особенностей разработанных сталей показывают, что легирующий комплекс оказывает различное влияние на распад аустенита. При этом, в полученных микролегированных системах можно наблюдать как увеличение инкубационного интервала, так и замедление скорости и полноты превращения.
Механические и технологические характеристики стали 70Х3Г2ВТБ после термического упрочнения
В условиях машиностроительного предприятия ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск) произвели опытную апробацию разработанного режима термической обработки для экспериментальной партии валков горячей прокатки диаметром 400-600 мм из стали 70Х3Г2ВТБ. На этапе внедрения провели сравнительную оценку сдаточных характеристик на валок горячей прокатки согласно ТУ 2401.02.511-2012 после предложенного и штатного режимов термической обработки.
Результаты таблицы 5.8 демонстрируют, что разработанный способ термического упрочнения обеспечил требуемые по ТУ сдаточные характеристики на валок горячей прокатки из экспериментальной стали 70Х3Г2ВТБ, что позволяет сделать вывод об эффективности предложенного режима термической обработки. На этапе промышленной реализации предложенной стали и режима термической обработки также проводили сравнительные механические испытания с целью определения контрольных характеристик качества валковой продукции. Сопоставление полученных результатов осуществляли с марками сталей для валковой продукции, производства ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (таблица 5.9). Сравнительный анализ проводили по твердости, «горячей» твердости, характеристикам прочности и ударной вязкости.
Сравнительный анализ механических свойств показал (таблица 5.9), что механические характеристики предлагаемой к внедрению стали 70Х3Г2ВТБ находятся на уровне требований ОСТ 24.013.04-83. По прочностным характеристикам разработанная сталь не уступает традиционной валковой стали 60ХН, а по значениям ударной вязкости превосходит сталь 45Х5МФ, применяемую в настоящее время для изготовления валков горячей прокатки.
Полученные результаты показали, что экспериментальная сталь 70Х3Г2ВТБ по прочностным свойствам превосходит применяемые в производственном цикле стали, не уступая им по вязкости, что наглядно отражено в представленных на рисунке 5.9 фрактограммах.Фрактограмма поверхности излома стали 60ХН демонстрирует наличие смешанного излома с фасетками внутризеренного разрушения и рассредоточенными ямками. Это говорит о том, что разрушение происходит преимущественно по хрупкому механизму. Сталь 45Х5МФ (рисунок 5.9, б) представлена смешанным изломом с сочетанием фасеток скола и характерным ямочным рельефом. Излом стали 70Х3Г2ВТБ на 75 % занят ямками вязкого разрушения, но незначительное количество участков квазискола также присутствует. По характеристикам изломов и уровню ударной вязкости можно судить о повышенной вязкости металлической матрицы стали 70Х3Г2ВТБ.
Анализировали изменение твердости от режимов термического упрочнения для сталей данного класса. На рисунке 5.10, 5.11 представлены графики, характеризующие зависимость твердости и микротвердости исследуемых сталей от температуры отпуска.
Видно, что по уровню теплостойкости в диапазоне температур 500-600С разработанная сталь 70Х3Г2ВТБ не уступает традиционно-применяемым и широко внедренным в производство материалам. Твердость во всем температурном диапазоне определения теплостойкости снижается незначительно, в пределах 52-46 HRC. Снижение «горячей» твердости обусловлено укрупнением дисперсных карбидных фаз типа (Fe,Cr,V)23C6, (Cr,Fe)7C3, (Fe,Cr,V)3C, VC, TiC.
Для рабочих валков клетьевых прокатных станов особую важность имеет фактический срок работы бочки валка, поэтому необходимо обеспечить получение рабочего слоя, имеющего структуру мартенсита, в связи с чем в работе проводилось определение прокаливаемости разработанной марки 70Х3Г2ВТБ при нагреве в интервале температур 950 – 1050 С. Прокаливаемость определяли на стандартных образцах традиционным методом торцевой закалки. Результаты, представленные на рисунке 5.12, показывают, что, нагрев до 950 С обеспечивает прокаливаемость на глубину 60 мм при твердости на указанной глубине 58 HRC. Аустенитизация при 1000 С увеличивает глубину прокаливаемости с 60 до 80 мм. Закалка от 1050 С стабилизирует значения твердости и сохраняет мартенситную структуру до глубины в 95 мм.
Рост глубины прокаливаемости стали 70Х3Г2ВТБ при сохранении мартенстиной основы объясняется повышением устойчивости переохлажденного аустенита при уменьшении критической скорости закалки вследствие растворения легирующих элементов в аустените с повышением температуры нагрева.