автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка оптимального легирующего комплекса и режимов термического упрочнения штамповых сталей

На правах рукописи

4850676

ФИРСОВА Надежда Вячеславовна

РАЗРАБОТКА ОПТИМАЛЬНОГО ЛЕГИРУЮЩЕГО КОМПЛЕКСА И РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ ШТАМПОВЫХ СТАЛЕЙ

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 6 июн 2011

Оренбург - 2011

4850676

Работа выполнена в Орском гуманитарно-технологическом институте (филиале) государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Оренбургский государственный университет»

Научный руководитель

Официальные оппоненты:

доктор химических наук, профессор Грызунов Владимир Иванович

доктор технических наук, старший научный сотрудник Яковлева Ирина Леонидовна

кандидат технических наук, доцент Ивочкина Ольга Викторовна

Ведущая организация

ГОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г. И. Носова»

Защита состоится « 2 » июля 2011 г. в 13.00 на заседании диссертационного совета Д 212.181.02 при ГОУ ВПО «Оренбургский государственный университет» по адресу: 460018, г. Оренбург, пр. Победы, 13, ауд. 6205.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Оренбургский государственный университет».

Автореферат разослан «^^ » 2011г.

Ученый секретарь

диссертационного совета ~ В. И. Рассоха

ОЫЦЛЛ ХА РАК ТЕ РМ СТЛ КА РАБОТЫ

Актуальность темы. Задача повышения работоспособности штампового инструмента, несмотря на многочисленные исследования и многолетние поиски, до настоящего времени не имеет оптимального решения и является металловедческой проблемой, имеющей большое научно-техническое и практическое значение. Существуют определенные марки сталей инструментального класса, используемые для горячего деформирования. Номенклатура сталей этой группы и разнообразие их составов за последние годы значительно возросли в связи со все более расширяющимся применением в технике способов горячего деформирования, особенно штамповки, прессования, выдавливания различных, в том числе трудно деформируемых, сплавов. Стали данного типа используются в условиях динамического, ударно-циклического нагружения, повышенного износа и разгара в качестве матриц, пуансонов, штампов, пресс-форм для литья под давлением.

В настоящее время штампы горячего деформирования изготавливаются литыми и коваными. Для изготовления штампов применяются, в основном, стали 5ХНМ и 4Х5МФС. Сталь 5ХНМ имеет пониженную теплостойкость, что ограничивает температурный режим эксплуатации горячештампового инструмента из этой стали. Сталь 4Х5МФС превосходит сталь 5ХНМ по теплостойкости, но заметно уступает последней по трещиностойкости и технологичности при металлургическом переделе, а также содержит значительно большие количества дефицитных молибдена, ванадия и вольфрама.

Основным параметром, определяющим качество штампового инструмента, является его стойкость, которая, в первую очередь, зависит от применяемого материала и режима термической обработки. Требуется комплексный подход к решению задачи повышения работоспособности штампового инструмента.

В связи с этим, оптимизация химического состава материала и разработка оптимальной технологии упрочнения штампового инструмента, обеспечивающей получение высоких эксплуатационных свойств штампов, являются актуальными задачами.

Отдельные этапы работы выполнены в рамках х/д НИР 555/10-46/3741 «Разработка оптимального легирующего комплекса для упрочнения экономно-легированных сталей» между ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» и кафедрой «Материаловедение и технология металлов» Орского гуманитарно-технологического института (филиала) ГОУ ВПО «Оренбургский государственный университет» (ОГТИ ОГУ).

Цель исследования: создание высокотехнологичной тепло- и трещиностой-кой инструментальной стали для штампов горячего деформирования на основе оптимизации химического состава комплекса легирующих элементов и обоснование значений параметров технологического процесса термической обработки данной стали, обеспечивающих заданный уровень служебных характеристик штампового инструмента в сложных условиях нагружения и теплового воздействия.

В работе поставлены следующие задачи исследования:

- разработать новую марку стали инструментального класса для штампов горячего деформирования;

- оптимизировать режимы термической обработки штамловых сталей;

- провести экспериментальное сравнение механических и эксплуатационных свойств разработанной стали и применяемых в настоящее время сталей.

Научная новизна:

- теоретически и экспериментально обоснован химический состав новой тепло- и трещиностойкой инструментальной стали, отличающийся наличием микролегирующего комплекса, включающего ванадий, титан и бор;

- установлены закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке разработанной марки стали;

- установлены математические зависимости прочностных свойств сталей для штампов горячего деформирования от значений параметров режимов термической обработки, позволяющие прогнозировать значения параметров режимов эксплуатации сталей;

- определены рациональные значения параметров режимов термической обработки, обеспечивающие высокую твердость, ударную вязкость и износостойкость сталей для штампов горячего деформирования.

Достоверность экспериментальных результатов обеспечивается применением современных методов исследования и компьютерных методов статистической обработки и моделирования.

Практическая значимость работы состоит в разработке новой стали для штампов горячего деформирования и оптимизации параметров технологического режима термической обработки данной стали.

Основные результаты исследований переданы для практического использования на машиностроительные предприятия ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» и ОАО «Орский машиностроительный завод». Отдельные результаты работы используются в лекционных курсах дисциплин кафедры «Материаловедение и технология металлов» ОГТИ ОГУ.

На защиту выносятся следующие положения:

- химический состав разработанной марки стали для штампов горячего деформирования, включающий микролегирующий комплекс, содержащий ванадий, титан и бор;

- закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке стали для штампов горячего деформирования;

- влияние термического упрочнения на механические и эксплуатационные свойства штамповых сталей.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и были одобрены на итоговых научно-практических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск, 2006, 2009, 2010); международной научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2009); международных научно-технических Уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2008, 2009, 2010); XX Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Екатеринбург, 2010); VI международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций» (Оренбург, 2010); Всероссийской

!

научно-практической конференции «Теоретические вопросы разработки, внедрения и эксплуатации программных средств» (Орск, 2011).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 14 научных работ, в том числе 2 статьи в журналах из «Перечня...» ВАК.

Диссертация включает введение, четыре раздела с описанием результатов теоретических и экспериментальных исследований, общие выводы и заключение, изложена на 140 страницах, содержит 72 рисунка, 65 таблиц, список использованных источников из 120 наименований, приложения.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи I исследования, научная новизна, практическая значимость и основные положения, выносимые на защиту.

В первом разделе выполнен обзор открытых публикаций, посвященных изу-I чению существующих марок штамповых сталей, условий работы штампового инструмента, причин выхода его из строя и требований, предъявляемых к материалу штампов горячего деформирования.

Показано, что в процессе эксплуатации штамповый инструмент выходит из строя преимущественно из-за появления дефектов поверхности, например, таких, как трещины разгара (рис. 1).

Рисунок 1 - Трещины разгара на поверхности штампа

Рассмотрены основные пути повышения стойкости штампового инструмента, проанализированы системы легирования, особенности термической обработки, способы упрочнения поверхности.

Большой вклад в решение задач о термической обработке штампов горячего деформирования внесли Меркулов Ф.Н., Гурьев A.M., Тылкин М.А., Журавлев В.Н., Федюкин В.К., Васильев Д.И., Рогалев A.M., Худорожкова Ю.В., Коршунов Л.Г., Смирнов М.А., Макаров A.B.

Несмотря на значительные успехи ученых, проблема подбора сталей и технологии их термической обработки весьма актуальна и требует дальнейшего исследования.

Второй раздел посвящен оптимизации химического состава новой марки штамповой стали на основе многофакторного эксперимента, описанию технологии ее получения и методик экспериментальных исследований.

Для решения поставленной задачи на основе анализа литературных данных была составлена матрица математического планирования эксперимента, состоящая

из 16 экспериментальных марок сталей с различными вариациями таких элементов как С, Сг, Мп, V, 'П, В (табл. 1). Содержание в сталях углерода (0,6-1,2 %) достаточно для образования карбидов, измельчения зерна при термической обработке, обеспечения ударной вязкости, прочности и теплостойкости.

Таблица 1 - Матрица плана дробно-факторного эксперимента

Факторы Содержание, % „

Сг Мп V Т1 В С и < Г*

основной уровень 1,95 2,25 0,375 0,3 0,0375 0,9 -о" н м О

предел варьирования 0,7 0,5 0,15 0,2 0,015 0,2 парные взаимодействия ж « о ^ * * ев о

верхний предел (+) 3 3 0,6 0,5 0,06 1,2 о о о X Я X о. о, я Н

нижний предел (-) 0,9 1,5 0,15 0,1 0,015 0,6 к ¡2

код Х2 Хз Х4 х5 = х,х3 Хе = Х2Х4 Х|Х2 Х1Х4 Х2Х3 х2х4 У 2 Уз

1 - - - - + + + + 1 100 24

2 + - - + - - - + + 0,83 415 57

3 - + - - + + - + - + 1,19 115 42

4 + + - + + - - + 0,57 130 62

5 - - + + н- + + - - 2,75 100 48

6 + - - + - + - - - - 4,62 186 45

7 - + - + - - - + + 0,9 210 45

8 + + - + + - + - - 2,9 320 50

9 - - + - - + + - + - 3,35 360 50

10 + - + - + + - + + 4,2 110 53

11 + + - + - - - - - 2,8 320 42

12 + + + - - - + + - - 0,4 210 60

13 0,9 - + + + - + - - + 4,02 280 64

14 + 1,5 + + - - - + - + 1,06 190 56

15 - + 0,6 + + - - + + 0,9 350 39

16 + + + 0,5 + + + + + + 4,04 190 42

В качестве критериев при выборе химического состава экспериментальной стали были приняты максимальные значения износостойкости КАс, твердости НЫС и ударной вязкости КСи.

Коэффициент относительной износостойкости определяли из соотношения:

где Атп~ убыль массы эталонного стального образца, г; Лт„С11 - убыль массы образца из испытуемой стали, г.

Твердость измеряли методом Роквелла на твердомере ТК-2М. Ударную вязкость определяли на маятниковом копре МК-30.

Полученная после обработки результатов эксперимента зависимость характеризует связи между содержанием легирующих элементов и измеряемыми характеристиками КАС, ЖС и КСи сплава:

Кдс 5 - 1,4397+ 1,8441-Сг + 24044-Мп-2,9365-'П+ 1,3387-У + 2,1889 В-3,1029-С - 1,2000-Сг-Мп -0,2064011 + 2,0158-СгУ + 1,1926Мп-У + 3,3704-П-У + 0,4939-V-В + 2,3135-Сг-С;

КСи = - 5,8194 + 4,5466-Сг + 1,1722-Мп + 1,2659-'П + 15,1907-V - 40,6481 -В + 2,9072-С - 0,5333-Сг-Мп -0,4846Сг-Т1 - З,9206-Сг-У -2,7778-Т1-У + 12,1399УВ - 1,7388-Сг С;

НЛС = 5,5933 + 0,4171 -Сг + 4,6192-Мп - 5,7411'П + 136,5022-У + 131,3397-В + 18,4033-С + 5,2382-Сг + 1,8521-О-Т! - 5,2912-Сг-У - 28,8891-Мп-У + 16,0492 Т1-У + 53,4978-У-В - 8,7962-Сг-С.

Проверка адекватности уравнений проводилась по критерию Фишера. Анализ уравнений показывает, что увеличение содержания Сг, Мп и V повышает измеряемые значения КАС, НЯС и КСи. Титан вызывает уменьшение прочностных свойств и увеличение показателей пластичности, тогда как бор оказывает противоположное влияние.

Химический состав опытной стали марки 70ХЗГ2ФТР приведен в табл. 2.

Таблица 2 - Химический состав новой экспериментальной марки стали

Элемент С Сг Мп Ti V В

Содержание, % 0,65-0,78 2,5-3,2 1,6-2,1 0,3-0,5 0,55-0,65 до 0,015

Выплавку стали проводили в условиях ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ», в фасонно-литейном цехе № 18 на индукционной печи ИШТ 0,4/0,32. Полученные образцы представляли собой цилиндрические заготовки диаметром 330 и высотой 500 мм.

Металлографические исследования проводили на оптических микроскопах МИМ-7 и НЕОФОТ-21 при увеличении от 100 до 500 раз, а также на электронном растровом микроскопе JEOL JSM 6460LV с волновым и энергодисперсионным анализаторами. Наблюдение проводилось во вторичных электронах, электронах поглощения и рентгеновском характеристическом излучении. Сканирование поверхности объекта проводилось при напряжении 25 кВ.

Механические и эксплуатационные свойства (твердость, микротвердость, ударная вязкость, износостойкость, теплостойкость, разгаростойкость и др.) определяли по стандартным методикам. Количество карбидной фазы определяли методом металлографического анализа с использованием прикладной программы Tixomet-Рго. Состав и тип карбидных включений определяли микрорентгеноспектральным и рентгеноструктурным методами. Рентгенограммы карбидных осадков снимали на дифрактометре «ДРОН-2,0» (U = 20 кВ, 1=12 мА) в Fe-a излучении.

Третий раздел посвящен описанию литой структуры опытной стали 70ХЗГ2ФТР, а также выбору ее термической обработки на основе исследования структурно-фазовых превращений.

В литой стали (рис. 2) мартенсито-троостито-аустенитная металлическая основа имеет грубые игольчатой формы включения, о чем свидетельствуют более светлые и более темные, сильнее травящиеся области металлической матрицы.

Кроме того, по границам зерен четко обозначается зона протяженной эвтектики, которая имеет максимальную твердость. Это позволяет сделать вывод о том, что распределение легирующих элементов, а, следовательно, и свойств неоднородное.

Данные, полученные методом электронной микроскопии свидетельствуют о том, что мартенситная составляющая в структуре литой стали присутствует в виде тонких, удлиненных игл, содержащих большое количество дислокаций, которые являются результатом напряжений, обусловленных выделениями мартенситных игл и карбидных частиц.

а) б)

Рисунок 2 - Оптическая (а) и электронная (б) фотографии образцов стали 70ХЗГ2ФТР в литом состоянии, х500 (твердость 43-45 НЯС, микротвердостъ карбидной фазы ~ 10500-11000 Н/мм2; мар-тенсито-троостито-аустенитной металлической матрицы ~ 6500-7500 Н/мм2)

ж)"П з) V

Рисунок 3 - Карта распределения элементов в литой стали: а, б - общий фон распределения элементов; в, г, д, е, ж, з - распределение отдельных элементов по металлической основе исследуемой стали, х1500

Была получена карта наложения и распределения отдельных элементов по металлической основе (рис. 3).

Из ее анализа следует, что в литом сплаве в свободном виде присутствуют карбиды, нитриды, сульфиды и карбонитриды титана в виде обособленных включений правильной формы, причем в участках их повышенной концентрации наблюдается минимальное содержание железа. Марганец и кремний в литом состоянии равномерно распределены по металлической основе, а скопления хрома и ванадия повторяют контуры карбидной сетки.

Наличие, большей частью, трооститной матрицы с участками аустенита объясняется тем, что основная доля углерода связана в отдельные карбидные фазы, а не растворена в металлической основе.

Для изучения структурно-фазовых превращений и комплекса механических свойств исследуемой стали проводили следующую термическую обработку: предварительную смягчающую - гомогенизационный отжиг, и упрочняющую, включающую закалку и отпуск.

Выбор рациональных режимов термической обработки проводился с помощью пакета прикладных программ «8Ш15иса 6.0» методом полного факторного эксперимента.

Температуру гомогенизационного отжига определяли по формуле:

Тго. = (0,8 н- 0,9) • Т„ = (0,8 * 0,9)-1420 «1150 "С. (2)

Охлаждение проводили вместе с печью вплоть до комнатной температуры, так как легирующие элементы при «подстуживании» на воздухе способствуют самозакалке стали. Для измельчения крупных карбидов, устранения карбидной сетки, максимального растворения и перераспределения легирующих элементов в металлической матрице варьировали временем выдержки при отжиге.

Матрица планирования режимов гомогенизационного отжига приведена в табл. 3.

Таблица 3 - Параметры плана эксперимента по реализации процесса гомоге-низационного отжига опытной стали 70ХЗГ2ФТР_

и Х1и Х2ч С,„, "С Сги, мин

Температура отпуска время выдержки

1 - - 900 120

2 - + 900 360

3 + - 1200 120

4 + + 1200 360

Сю 1050 240

ь 150 120

Проведенный эксперимент и анализ микроструктур, полученных после различных режимов гомогенизационного отжига, позволили установить оптимальную температуру-1150 °С.

Фото структур с оптимальной температуры гомогенизационного отжига представлены в табл. 4.

С увеличением времени выдержки произошло утонение карбидной эвтектики, легирующие элементы растворились и перешли в матрицу. При времени выдержки 300 минут произошло полное растворение карбидной эвтектики, образовав-

шейся в литой структуре. При времени выдержки 360 минут и более произошла ге-терогенизация структуры - выделение карбидных фаз из металлической матрицы.

Таблица 4 - Микроструктура экспериментальной стали при температуре отжига 1150 °С

Для определения оптимальных условий аустенизации необходимо знание критических точек исследуемой опытной стали 70ХЗГ2ФТР.

Температуры точек АС1 и А„ аналитически определялись по формулам, предложенные Винокуром-Пилющенко-Касаткиным с учетом нелинейности и неаддитивности влияния элементов на критические точки:

АС] = 723 - 7,08Мп + 37,781 +18ДСг + 44.2Мо - 8,95№ + 50,1V +

+ 21,7А1 + 3,1 «V/ + 2978- 830N -11.5С • 81 - 14Мп • 81 - ЗДСг • 81 -

- 57,9С • Мо -15,5Мп ■ Мо - 5,28С • № - 6Мп • N1 + 6,7781 • N1 - 0,8Сг • № -

- 27,4С • V + 30,8Мо • V -0,84Сг -3,46Мо2 - 0,46№2 - 28У2;

Аст =912-370С-27,4Мп + 27,381 + 6,35Сг - 32,7№ + 95,2У + 70,2П + + 72 А1 + 64,5№> + 5,57\У + 3328 + 276Р - 485>1 - 900В +16,2С ■ Мп + + 32,ЗС -81 + 15,4С • Сг + 48С • N1 + 4,8Мп • № - 4,32Сг • 81 -17,381 • Мо - (4) -18,6й • № + 40,5Мо ■ V +174С2 + 2,46Мп2 - 6,868]2 + 0,322Сг2 + 9,9Мо2 + + 1,24№2-60,2У2.

Температура начала мартенситного превращения определялась по формуле Попова A.A.:

Мн = 520 - 320-С - 50-Мп - 30-Cr - 20-(Ni + Mo) - 5-(Cu - Si). (5)

Таким образом, температуры критических точек исследуемой стали 70ХЗГ2ФТР ориентировочно составляют: ACi = 730 °С, Асг = 880 °С, М„ = 100 °С. ! Для сравнения: сталь 5ХНМ Ас, = 730 °С, Аст = 780 °С, Мн = 230 °С, сталь 4Х5МФС | Aci = 840 °С, Act = 870 °С. М„ = 300 °С. Более широкая область существования ау-j стенита в стали 70ХЗГ2ФТР обусловлена присутствием марганца, который способ-j ствует снижению точки Ась Полученные расчетные данные справедливы при условии полного растворения карбидной фазы.

Проведение закалки должно обеспечить максимальное растворение карбид-| ных частиц при нагреве и равномерное распределение легирующих элементов в металлической основе. Матрица планирования для режима закалки представлена в I табл. 5.

! Таблица 5 - Параметры плана эксперимента по реализации процесса закалки

опытной стали 70ХЗГ2ФТР

U Xl„ ХЗи Ciu, °С Сз„, "С/мин

Температура закалки Скорость охлаждения

1 - - 850 150

2 - - 850 150

3 + - 1200 850

4 + - 1200 850

Сю 950

h 100

I Скорость охлаждения при закалке должна способствовать медленному охла-

| ждению в перлитном интервале и быстрому охлаждению в мартенситном во избежание возникновения внутренних фазовых микронапряжений и коробления деталей. Исходя из этого, оптимальная закалочная среда - масло. ) С повышением температуры аустенизации происходят структурные измене-

| ния, связанные с растворением карбидной фазы и переходом от бесструктурного ! мартенсита к крупноигольчатому. Структура стали 70ХЗГ2ФТР, полученная после различных температур нагрева под закалку, представлена на рис. 4.

С увеличением температуры аустенизации процессы растворения карбидных фаз на основе хрома протекают более интенсивно, при этом обеспечивается доста-' точная легированность твердого раствора и необходимое количество остаточного I аустенита (15-17 %), способствующее эффекту вторичного твердения при после-I дующем высоком отпуске.

Структура мартенсит + остаточный аустенит, твердость - 64 HRC, размер аустенитного зерна

- 15-17 мкм, количество Аост - 15 %

а б в

Микроструктуры стали 70ХЗГ2ФТР после различных температур закалки, х500: а - 850 °С, б - 1050 °С, в - 1200 °С

Структура мартенсит + остаточный аустенит, твердость - 46 НЛС, размер аустенитного зерна - 8 мкм, количество А^ - 5 %

Рисунок 4 -

Структура мартенсит + остаточный аустенит, твердость - 54 НЯС, размер аустенитного зерна

- 65-70 мкм, количество А^-М

%

Для получения более благоприятной вязкой металлической основы с карбидным упрочнением сталь подвергали высокому отпуску. Матрица планирования эксперимента для реализации отпуска представлена в табл. 6.

Таблица 6 - Параметры плана эксперимента по реализации процесса отпуска опытной стали 70ХЗГ2ФТР

U Х]ц х2„ Си, °С С2„, МИН

Температура отпуска время выдержки

1 - - 500 60

2 - + 500 180

3 + - 650 60

4 + + 650 180

Сю 575 120

Ai 75 60

Отпуск стали способствует выделению и коагуляции карбидов (как цемен-титного типа, так и специальных), распаду мартенсита, а также снятию закалочных напряжений.

Твердость после отпуска является одним из основных свойств стали, опреде- 1 ляющих стойкость инструмента при эксплуатации. Время выдержки оказывает влияние как на объем (количество) карбидных фаз, образующихся при отпуске, так и на интенсивность упрочнения. График зависимости твердости от температуры от- " пуска и времени выдержки представлен на рис. 5. 1

Полученные зависимости наглядно иллюстрируют явление вторичного твердения, наблюдаемое при высоком отпуске. Повышение твердости связано с развитием процессов дисперсионного упрочнения, сопровождающихся выделением сложных карбидных частиц смешанного типа. Температура отпуска 550 °С и время выдержки 2 часа являются оптимальными, так как их дальнейшее увеличение влечет за собой коагуляцию карбидных частиц и стабилизирует процесс их выделения (табл. 7). В процессе распада мартенсита произошло обогащение карбидной фазы хромом за счет перераспределения данного легирующего элемента между ферритом и карбидами после окончания перлитного превращения.

Температура отпуска. 'С

Рис. 5 - Влияние температуры отпуска и времени выдержки на твердости стали 70ХЗГ2ФТР Таблица 7 - Тип, суммарное количество карбидов и микротвердость стали

70ХЗГ2ФТР отпущенной с различных температур

Температура отпуска, °С Тип карбидов Суммарное массовое количество карбидов, % Микротвердость металлической основы, Н/мм2

500 (Ре,Сг,У)3С, (С^е)7С3, (Ре,Сг,У)2зС6, УС, ПС 11-12 6181

520 13-15 5873

550 18-20 4896

570 19-20 5614

600 20-21 5780

Методом рентгенострухтурного и микрорентгеноспектрального анализов установлены тип и состав образующихся при отпуске карбидных частиц. Согласно полученным данным (рис. 6) в экспериментальной стали сформировались многокомпонентные карбиды типа (Ре,Сг,У)3С, (С,Ре)7Сз, (Ре,Сг,У)2зСб, УС, 'ПС с замещенными атомами железа или ванадия. Образованные включения равномерно распределены в вязкой феррито-цементитной металлической матрице, которая предотвращает их выкрашивание при работе штампа в сложных условиях нагружения.

Рисунок 6 - Данные микрорентгеноспектрального анализа карбида на базе хрома в стали

70ХЗГ2ФТР

В результате эксперимента были получены оптимизированные значения параметров режима термической обработки, представленные в табл. 8.

Таблица 8 - Рациональный режим термической обработки опытной стали

70ХЗГ2ФТР

Параметр режима термической обработки Вид термической обработки

гомогенизационный отжиг закалка отпуск

Температура, "С 1150 1050 550

Время выдержки, мин 300 40 120

Среда охлаждения печь масло воздух

В четвертом разделе приведена сопоставительная оценка механических и эксплуатационных свойств применяемых и предлагаемой разработанной опытной марок штамповых сталей. Данные представлены в табл. 9.

Как показали механические испытания (табл. 9), свойства стали 70ХЗГ2ФТР находятся на требуемом уровне (согласно ГОСТ 5950-2000). По прочности опытная сталь не уступает стали 4Х5МФС, а по ударной вязкости превосходит сталь 5ХНМ.

Таблица 9 - Механические свойства исследуемых сталей

Марка стали Твердость. НЯС Предел прочности о„, МПа Ударная вязкость, КС, кДж/м2

5ХНМ 37 1250 625

4Х5МФС 52 1490 510

70ХЗГ2ФТР 56 1610 535

Поверхность разрушения стали 5ХНМ даёт картину смешанного излома с фасетками внутризеренного разрушения с рассредоточенными ямками, что соответствует хрупкому разрушению. Сталь 4Х5МФС (рис. 7, б) имеет смешанный излом с сочетанием скола и ямок. Фасетки скола - с ручьистым узором, по границам фасеток - зерна с характерным ямочным рельефом.

а б в

Рис. 7 - Фрактограммы поверхности разрушения исследуемых сталей при испытании на ударный изгиб: а - 5ХНМ, б - 4Х5МФС, в - 70ХЗГ2ФТР

Видны рассредоточенные крупные ямки (поры), инициированные неметаллическими включениями. Большая часть излома стали 70ХЗГ2ФТР (рис. 7, в) занята ямками вязкого разрушения с незначительным количеством участков квазискола, что говорит о вязкости металлической матрицы. Разрушение идет по межфазным границам.

Теплостойкость готового инструмента оценивали по «горячей» твердости в интервале температур 300-600 °С (табл. 10) (согласно РД 34.17.411).

Таблица 10 штампових сталей

Значения «горячей» твердости (ИКС) тер.мообработанных

Марка с 1 а. 1 и Температура эксплуатации "С

300 400 500 600

5X11М 28 26 24 18

4Х5МФС 45 38 36 35

70ХЗГ2ФТР 49 47 45 42

У сталей 4Х5МФС и 70ХЗГ2ФТР снижение «горячей» твёрдости до температуры 400 "С не обнаружилось, тогда как в стали 5ХНМ, начиная с 300°С, наблюдалось снижение твёрдости до 26 НКС, что вызвано разупрочнением при нагреве, являющимся обратимым процессом.

В интервале температур 500-600 °С в сталях 4Х5МФС и 70ХЗГ2ФТР наблюдается тенденция к снижению «горячей» твердости, однако последняя остаётся на достаточно высоком уровне 35-45 НЯС (по сравнению со сталью 5ХНМ). Снижение твёрдости вызвано коагуляцией дисперсных карбидных фаз упрочнителей (Ре,Сг,У)3С, (С,Ре)7С3, (1;е,Сг,У)23С6) УС, 'ПС.

Для определения трещиностойкости материала разрушенного объекта использовали известное отношение, связывающее размер пластической зоны с критическим значением коэффициента интенсивности напряжения К]С (Кс):

Ь —

1

п-л

К,,

где Ьтах - максимальная глубина пластической зоны; а0?2 - предел текучести материала; К]С - коэффициент интенсивности напряжения; п - коэффициент, отражающий локальное напряжение состояние материала в момент разрушения.

Экспериментально определяли максимальную глубину пластической зоны Ьщщ под поверхностью инспектируемого излома в области страгивания трещины. Из отношения глубины пластической зоны к толщине детали в месте разрушения определяли локальное напряженное состояние материала ЬтахЛ, по которому определяли коэффициент п.

Значение трещиностойкости (табл. 11) для стали 70ХЗГ2ФТР находится между значениями коэффициента интенсивности напряжений 5ХНМ и 4Х5МФС, что указывает на вязкость металлической основы сплава и способность длительное время сопротивляться развитию трещины в материале.

Таблица 11 ~ Значения трещиностойкости исследуемых сталей

Трещиностойкость, МПа-м'"

сталь 5ХНМ сталь 4Х5МФС сталь 70ХЗГ2ФТР

57,5 52,5 54,5

Таким образом, сталь 70ХЗГ2ФТР по основным показателям превосходит применяемые в настоящие время штамповые стали и позволяет повысить количество циклов штамповки на 10-15 %, что подтверждено соответствующими актами внедрения.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе проведённых теоретических и экспериментальных исследований разработана новая марка тепло- и трещиностойкой легированной штамповой стали 70ХЗГ2ФТР, содержащей углерод (0,65-0,78 %), хром (2,5-3,2 %), марганец (1,62,1 %) и, дополнительно, ванадий (0,55-0,65 %), титан (0,8-0,9 %) и бор - до 0,015 %.

2. Выявлены закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке и предложены математические зависимости для нахождения значений износостойкости Кдс, твердости HRC и ударной вязкости KCU разработанной марки стали от значений параметров режимов термической обработки, позволяющие обоснованно назначать параметры эксплуатационных режимов штампов для горячего деформирования;

3. Предложена технология термической обработки стали 70ХЗГ2ФТР, включающая гомогенизационный отжиг при температуре 1150 °С с последующим медленным охлаждением с печью, закалку с температуры 1050 °С в масло и высокий отпуск при температуре 550 °С с охлаждением на воздухе, обеспечивающая наилучшее сочетание получаемых показателей прочности (ов = 1610 МПа), твёрдости (56 HRC) и ударной вязкости (KCU = 535 кДж/м2).

4. Фрактографический анализ изломов и оценка трещиностойкости исследуемых сталей показали, что сталь 70ХЗГ2ФТР имеет вязкую металлическую матрицу и удовлетворительный коэффициент интенсивности напряжений, способствующие повышению ее работоспособности, причём «горячая» твёрдость и эффект упрочнения стали обеспечиваются наличием карбидных фаз типа (Fe,Cr,V)3C, (C,Fe)7C3, (Fe,Cr,V)23Q, VC, TiC, способствующих вторичному твердению при высоком отпуске.

5. Сравнительные испытания новой стали 70ХЗГ2ФТР и применяемых в настоящее время на ОАО «Орский машиностроительный завод» и ОАО «МК ОРМЕ-ТО-ЮУМЗ» (г. Орск) штамповых сталей 4Х5МФС и 5ХНМ показали, что опытная сталь по теплостойкости существенно лучше (значение «горячей» твёрдости выше в 1.2...2.3 раза) и обеспечивает повышение стойкости штампового инструмента на 1015 %.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

Публикации в изданиях из «Перечня...» ВАК России

1. Фирсова, Н.В. Влияние режима термообработки на механические свойства конструкционных сталей 35ХМА и 40ХМФА / Н.В. Фирсова, С.Е. Крылова, В.И. Грызунов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2011. - № 2 - С. 21-24.

2. Фирсова, Н.В. Условия формирования структуры экономнолегированных сталей, предназначенных для работы в условиях комбинированного износа / Н.В. Фирсова, С.Е. Крылова, В.И. Грызунов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2011. - № 5 - С. 38-46.

Cian.il в других издаллял

3. Фирсова, II.В. Термодинамика мартепситных превращений в сталях: материалы итоговой паучно-практичсской конференции преподавателей, аспирантов п студентов / Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов, Н.Ю. Трякина. - Орск: Изд-во 01ТИ, 2006. - С. 38-40.

4. Фирсова, Н.В. Структурные превращения в инструментальных сталях: материалы IX Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых / Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов - Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2008. - С. 71-73.

5. Фирсова, Н.В. Изучение эксплуатационных свойств штамповых сталей: материалы итоговой научно-практической конференции преподавателей, аспирантов и студентов / Н.В. Фирсова, Е.В. Рябчикова. - Орск: Изд-во ОГТИ, 2009. - С. 101-102.

6. Фирсова, Н.В. Выбор оптимального технологического процесса методом системного анализа (способом расстановки приоритетов): материалы научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и технологий» / Н.В. Фирсова, В.А. Воробьев, А.Н. Брыльков. - М.: Машиностроение, 2009. - С. 16-23.

7. Фирсова, Н.В. Влияние температуры на прочность и трещиностойкость сталей: материалы научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и технологий» / Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов. - М.: Машиностроение,

2009.-С. 188-194.

8. Фирсова, Н.В. Исследование свойств штамповых сталей: материалы X Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых / Н.В. Фирсова, С.Е. Крылова. - Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2009.-С. 139-140.

9. Фирсова, Н.В. Поверхностно-структурные изменения стальных заготовок в процессе износа: материалы X Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых / Н.В. Фирсова. - Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2009. - С. 141-144.

10. Фирсова, Н.В. Разработка легирующего комплекса и режимов термической обработки для упрочнения экономнолегированных штамповых сталей: материалы XI Международной научно-технической Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых / Н.В. Фирсова. - Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ,

2010.-С. 372-374.

11. Фирсова, Н.В. Изучение влияния технологии производства и термообработки на формирование структуры и свойства трубной стали: материалы XX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» / Н.В. Фирсова, С.Е. Крылова. - Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ,2010.-С. 140.

12. Фирсова, Н.В. Влияние процессов термической обработки на структуру и износостойкость штамповой стали: материалы VI Международной научной конференции «Прочность и разрушение материалов и конструкций» / Н.В Фирсова, С.Е Крылова. - Оренбург: ГОУ ВПО ОГУ, 2010. - С. 532-539.

1-7

13. Фнрсова, Н.В. Применение математического моделирования для синтеза сплавов оптимальной износостойкости: материалы Всероссийской научно-практической конференции «Теоретические вопросы разработки, внедрения и эксплуатации программных средств» / Н.В Фирсова, С.Е Крылова. - Орск: Изд-во ОГ-ТИ, 2011.-С 15-21.

14. Фирсова, Н.В. Оптимизация химического состава штамповых сталей: материалы Всероссийской научно-практической конференции «Теоретические вопросы разработки, внедрения и эксплуатации программных средств» / Н.В Фирсова, С.Е Крылова. - Орск: Изд-во ОГТИ, 2011, С. 35-39.

Подписано в печать 30.05.2011 г. Формат 60x84 1/16. Усл. печ. л. 1,25 Тираж 120 экз. Заказ 686.

Издательство Орского гуманитарно-технологического института (филиала) Государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Оренбургский государственный университет»

462403, Оренбургская обл., г. Орск, пр. Мира, 15 А

Введение.

Глава 1 Проблемы сталей, предназначенных для изготовления штампового инструмента. Состояние вопроса и задачи исследования.

1.1 Условия работы, причины выхода из строя и требования, предъявляемые к материалу штампов горячего деформирования.

1.2 Основные пути повышения стойкости штампового инструмента.

1.3 Стали для штампов горячего деформирования.

1.4 Система легирования и перспективные источники легирующих элементов для штамповых сталей.

1.4.1 Система легирования и состав сталей для литых штампов.

1.4.2 Влияние легирующих элементов на структуру и свойства штамповых сталей.

1.5 Особенности термической обработки штамповых сталей.

1.6 Цели и задачи исследования.

Глава 2 Оптимизация химического состава опытной марки штамповой стали, технология ее получения и методики исследования.

2.1 Уровни изучаемых факторов.

2.2 Составление матрицы планирования.

2.3 Обработка экспериментальных данных.

2.4 Технология выплавки экспериментальной стали.

2.5 Металлографические исследования.^

2.6 Определение среднего размера зерна.

2.7 Электронная микроскопия.5?

2.8 Метод определения горячей твердости.

2.9 Рентгеноструктурный анализ.

2.9.1 Определение глубины пластических зон под поверхностью излома.

2.9.2 Методика определения трещиностойкости материала.

2.10 Определение карбидной фазы.

Выводы по главе 2.

Глава 3 Исследование структурно-фазовых превращений литой и термообработанной опытной стали.

3.1 Состав и структура стали в литом состоянии.

3.2 Состав и структура стали в отожженном состоянии.

3.3 Определение критических точек опытной стали 70ХЗГ2ФТР.'.

3.4 Поиск оптимальных режимов закалки опытной стали 70ХЗГ2ФТР.

3.4.1 Влияние температуры нагрева под закалку на структуру и свойства экспериментальной стали 70ХЗГ2ФТР.

3.4.1.1 Количество остаточного аустенита.

3.4.1.2 Изменение структуры стали.81.

3.4.1.3 Карбидная фаза, удельное электросопротивление и твердость стали 70ХЗГ2ФТР во взаимосвязи с параметрами аустенизации и охлаждения.

3.5 Исследование процессов, происходящих при отпуске экспериментальной стали 70ХЗГ2ФТР.

3.5.1 Исследование сопротивления разупрочнению стали при отпуске.

3.5.2 Поиск оптимальных параметров отпуска в интервале температур 500-600 °С.

3.6 Рациональный режим термической обработки опытной стали.

3.7 Выводы по главе 3.

Глава 4 Оценка эксплуатационных свойств штамповых сталей.

4.1 Анализ механических свойств.

4.2 Влияние температуры нагрева на твёрдость штамповой стали.

4.3 Рентгеноструктурные исследования.

4.4 Оценка трещиностойкости штамповых сталей.

4.5 Термическая обработка штампов в производственных условиях.

4.6 Производственные испытания.

4.7 Выводы по главе 4.

Актуальность. Задача повышения работоспособности штампового инструмента, несмотря на многочисленные исследования и многолетние поиски, до настоящего времени не имеет оптимального решения и является металловедческой проблемой, имеющей большое научно-техническое и практическое значе1-ние. Существуют определенные марки сталей инструментального класса, используемые для горячего деформирования. Номенклатура сталей этой группы и. разнообразие их составов за последние годы значительно возросли в связи со все более расширяющимся применением в технике способов горячего деформирования, особенно штамповки, прессования, выдавливания различных, в том числе трудно деформируемых, сплавов. Стали данного типа используются в условиях динамического, ударно-циклического нагружения, повышенного износа и разгара в качестве матриц, пуансонов, штампов, пресс-форм для литья под давлением.

В настоящее время штампы горячего деформирования изготавливаются литыми и коваными. Для изготовления штампов применяются, в основном,' стали 5ХНМ и 4Х5МФС. Сталь 5ХНМ имеет пониженную теплостойкость, что ограничивает температурный режим эксплуатации горячештампового инструмента из этой стали. Сталь 4Х5МФС превосходит сталь 5ХНМ по теплостойкости, но заметно уступает последней по трещиностойкости и технологичности при металлургическом переделе, а также содержит значительно большие количества дефицитных молибдена, ванадия и вольфрама.

Основным параметром, определяющим качество штампового инструмента, является его стойкость, которая, в первую очередь, зависит от применяемого материала и режима термической обработки. Требуется комплексный подход к решению задачи повышения работоспособности штампового инструмента. ■

В связи с этим, оптимизация химического состава материала и разработка оптимальной технологии упрочнения штампового инструмента, обеспечивающей получение высоких эксплуатационных свойств штампов, являются актуальными задачами.

Отдельные этапы работы выполнены в рамках х/д НИР 555/10-46/3741 «Разработка оптимального легирующего комплекса для упрочнения экономно-легированных сталей» между ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» и кафедрой «Материаловедение и технология металлов» Орского гуманитарно-технологического института (филиала) ГОУ ОГУ.

Цель исследования: создание высокотехнологичной тепло- и трещиностойкой инструментальной стали для штампов горячего деформирования на основе оптимизации химического состава комплекса легирующих элементов и обоснование значений параметров технологическогб процесса термической обработки данной стали, обеспечивающих заданный уровень служебных характеристик штампового инструмента в сложных условиях нагружения и теплового воздействия.

В работе поставлены следующие задачи исследования:

- разработать новую марку стали инструментального класса для штампов горячего деформирования;

- оптимизировать режимы термической обработки штамповых сталей;

- провести экспериментальное сравнение механических и эксплуатационных свойств разработанной стали и применяемых в настоящее время сталей.'

Научная новизна:

- теоретически и экспериментально обоснован химический состав новой тепло- и трещиностойкой инструментальной стали, отличающийся наличием микролегирующего комплекса, включающего ванадий, титан и бор; *

- установлены закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке разработанной марки стали;

- установлены математические зависимости прочностных свойств сталей для штампов горячего деформирования от значений параметров режимов термической обработки, позволяющие прогнозировать значения параметров режимов эксплуатации сталей;

I <

- определены рациональные значения параметров режимов термической обработки, обеспечивающие высокую твердость, ударную вязкость и износостойкость сталей для штампов горячего деформирования.

Достоверность экспериментальных результатов обеспечивается применением современных методов исследования и компьютерных методов стати1-стической обработки и моделирования.

Практическая значимость работы состоит в разработке новой стали для штампов горячего деформирования и оптимизации параметров технологического режима термической обработки данной стали.

Основные результаты исследований переданы для практического использования на машиностроительные предприятия ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» и ОАО «Орский машиностроительный завод». Отдельные результаты работы используются в лекционные курсах дисциплин кафедры «Материаловедение и технология металлов» ОГТИ ГОУ ОГУ.

На защиту выносятся следующие положения:

- химический состав разработанной марки стали для штампов горячего деформирования, включающий микролегирующий комплекс, содержащий ванадий, титан и бор;

- закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке стали для штампов горячего деформирования; влияние термического упрочнения на механические и эксплуатационные свойства штамповых сталей.

Апробация работы.

Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на 6 конференциях с 2006 по 2011 год. По теме настоящей диссертации опубликовано 14 работ.

Диссертация включает введение, четыре раздела с • описанием результатов теоретических и экспериментальных исследований, общие выводы и заключение, изложена на 140 страницах, содержит 72 рисунка, 65 таблиц, список использованных источников из 120 наименований, приложения.

3.7 Выводы по главе 3

1. Анализ литой стали показал, что она имеет мартенсито-троостито-аустенитную металлическую основу, по границам зерен четко обозначается зона протяженной эвтектики, которая имеет максимальную твердость. Твердость стали 70ХЗГ2ФТР 43-45 HRC, микротвердость карбидной фазы ~ 10500-1100Q

О О

Н/мм"; металлической матрицы ~ 6500-7500 Н/мм .

2. Планирование математического эксперимента с помощью пакета прикладных программ «STATISTICA 6.0» и анализ микроструктур, полученных после различных режимов гомогенизационного отжига, позволило определить его оп-' тимальные параметры: температура 1150 °С; время выдержки 300 минут; охлаждение вместе с печью.

3. Определены критические точки опытной стали: Aci = 840 °С, Аст = 880 °С,М„=100 °С.

4. Анализ исследований закаленной стали позволил определит оптимальную температуру закалки, соответствующую 1050 °С, так как при этой температуре формируется удовлетворительный размер зерна (для штампов горячего деформирования должен быть не менее 9 балла по ГОСТ 5632-82) и необходимое количество остаточного аустенита предположительно для появления' при последующем высокотемпературном отпуске явления вторичной твердости.

5. На основании исследований степени разупрочнения структуры при отпуске экспериментальной стали можно заключить, что оптимальным температурным интервалом отпуска является 500-600 °С, так как в этом интервале происходит интенсивное выделение карбидных частиц, что играет важнейшую роль в обеспечении эксплуатационных свойств стали.

Глава 4 ОЦЕНКА ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ШТАМ-ПОВЫХ СТАЛЕЙ

В данной главе выполнялась оценка эксплуатационных свойств опытной стали 70ХЗГ2ФТР и штамповых сталей 4Х5МФС и 5ХНМ, применяемых в настоящее время на машиностроительных предприятиях г. Орска — ОАО «Орский машиностроительный завод» и ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ».

4.1 Анализ механических свойств

Для исследуемых сталей определяли твердость, ударную вязкость, предел прочности, относительное удлинение и сужение. Данные измерений приведены в табл. 4.1.