автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка оптимальных режимов термической обработки микролегированных инструментальных сталей

На правах рукописи

КЛЕЦОВА Ольга Александровна

РАЗРАБОТКА ОПТИМАЛЬНЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2014

2 9 мал 7П1«

¡-и II

005549148

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

Научный руководитель: Крылова Светлана Евгеньевна

кандидат технических наук, доцент

Орского гуманитарно-технологическрго института

(филиала) ОГУ (г. Орск)

Официальные оппоненты: Капуткина Людмила Михайловна,

доктор физико-математических наук, профессор, профессор кафедры пластической деформации специальных сплавов ФГАОУ ВПО «Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС"» (г. Москва),

Ливанова Ольга Викторовна

кандидат технических наук, ведущий научный сотрудник ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (г. Москва)

Ведущая организация: ФГБОУ ВПО «СибГИУ», г.Новокузнецк

Защита состоится «16» июня 2014г. в 14.00 на заседании диссертационного совета Д 217.035.01 при ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» по адресу: 105005, г. Москва, ул. 2-ая Бауманская, д.9/23. С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (автореферат диссертации размещен на сайте ВАК РФ http://vak.ed.gov.ru).

Автореферат разослан «12» мая 2014 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 217.035.01, доктор технических наук, старший научный сотрудник

Н.М. Александрова

Актуальность проблемы. В настоящее время для изготовления крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента (валков горячей прокатки, штампов горячего деформирования, футеровочных бронеплит), работающего в условиях высоких температур, повышенного нагружения и износа, широкое применение находят дисперсионно-твердеющие инструментальные стали (45Х5МФ, 4Х5МФС, 75Х5МФ и др.) мартенситного класса с карбидным упрочнением, легированные сильными карбидообразующими элементами.

Большой промышленный опыт их эксплуатации на машиностроительных и металлургических предприятиях Восточного Оренбуржья, таких как ОАО «Уральская сталь», (г. Новотроицк), ОАО «Орский машиностроительный завод», ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск), показал ряд проблем, связанных с их низкой технологичностью на основных переделах, наличием протяженной карбидной сетки из-за повышенного содержания легирующих элементов (хрома), а также эксплуатационных дефектов в виде трещин разгара, сколов на поверхности, низкой эксплуатационной стойкости и износостойкости.

Поэтому подбор новых марок инструментальных сталей, не требующих сложных технологических решений и специального оборудования при изготовлении и термическом упрочнении, на сегодняшний день представляет одну из актуальных задач современного материаловедения, что в свою очередь влечет за собой необходимость проведения поисковых работ в области оптимизации их легирующего комплекса и режимов термической обработки, позволяющих получить максимальное сочетание механических и эксплуатационных свойств.

Цель и задачи исследования. Повышение эксплуатационной стойкости крупногабаритного инструмента из опытных инструментальных сталей с микролегирующим комплексом за счет разработки оптимальных режимов термической обработки, обеспечивающих максимальное сочетание механических и эксплуатационных свойств.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

- изучить кинетику распада переохлажденного аустенита сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР, 100ХЗГ2МТР;

- исследовать структурообразование в сталях после различных режимов термической обработки;

- исследовать особенности фазовых превращений и механизм дисперсионного упрочнения сталей при высоком отпуске;

- определить влияние режимов термической обработки на механические и эксплуатационные свойства сталей;

- на основе моделирования физико-механических процессов с применением программного комплекса «А^УБ» проследить формирование температурных полей, обеспечивающих получение при оптимальных температурных режимах термической обработки допустимый уровень остаточных напряжений.

Научная новизна.

1. С использованием современных методов фазового анализа установлены особенности фазовых и структурных превращений в опытных сталях

з

инструментального класса с легирующим комплексом Сг-Мп-Мо-ТьВ, Сг-Мп-У-Тл-В, Сг-Мп^-ТьМЬ и предложены режимы термического упрочнения.

2. На основе определения термокинетических особенностей протекания фазовых и структурных превращений в опытных инструментальных сталях установлена оптимальная температура аустенитизации 1000 °С, обеспечивающая достаточно полное растворение карбидов типа Ме3С, Ме2зСб, Ме6С при ограниченном росте зерна аустенита, вследствие сдерживающей способности присутствующих в структуре легирующих элементов: 14,1ЧЬ, В, Мо.

3. Изучено влияние микролегирующих элементов W, ЫЬ, "Л, V, В на фазовый состав сталей на различных этапах термической обработки. Показано, что при отпуске в интервале температур 550-650 °С в исследуемых сталях 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ФТР и 70ХЗГ2ВТБ происходит дисперсионное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов на основе Сг, Мо, И, V, \У, размером 0,01-0,06 мкм.

4. Определены закономерности изменения твердости от температурно-временных параметров отпуска дисперсионно-упрочненных опытных инструментальных сталей, вызванные взаимным влиянием легирующих элементов.

5. Методы математического моделирования в программной среде «АЫ5У5» адаптированы к расчету теплового и напряженного состояний в крупногабаритных изделиях при нагреве и охлаждении, благодаря чему разработаны режимы термической обработки готового инструмента из сталей 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ФТР и 70ХЗГ2ВТБ.

Достоверность результатов обеспечивается комплексным использованием современных методов исследования и высокоточного оборудования, согласованностью результатов лабораторных и производственных испытаний с учетом методов математического моделирования и сопоставлением результатов исследований с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.

Практическая ценность работы. Разработка оптимальных режимов термической обработки исследуемых сталей обеспечила сочетание механических и эксплуатационных свойств, необходимых для длительной эксплуатации крупногабаритного инструмента в условиях повышенного нагружения и износа.

Предложенный режим термической обработки стали 70ХЗГ2ВТБ, используемый на предприятии ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» позволил повысить эксплуатационную стойкость валков горячей прокатки на 15 %.

Отдельные результаты работы используются в лекционных курсах дисциплин кафедры «Материаловедение и технология металлов» Орского гуманитарно-технологического института (филиала) ОГУ и дипломном проектировании по специальности «Материаловедение в машиностроении».

На защиту выносятся следующие положения:

- закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке инструментальных сталей;

- структурно-фазовый состав исследуемых сталей на различных этапах термической обработки;

- температурные поля и напряжения, формирующиеся в крупногабаритных изделиях в процессе термической обработки;

- механические и эксплуатационные свойства исследуемых сталей в сравнении с существующими марками сталей, применяемыми для изготовления крупногабаритного инструмента.

Личный вклад автора. Автор принимала активное участие в постановке целей и задач исследования, проводила комплексные исследования инструментальных сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР, 100ХЗГ2МТР с помощью микроскопического, фактографического и рентгеноструктурного методов анализа, участвовала в построении термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, осуществляла термическую обработку опытных партий изделий.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и были одобрены на международной научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2011); международной научно-технической Уральской школе металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2012), международной научно-технической интернет-конференции «Новые материалы и технологии в машиностроении» (Брянск, 2012), всероссийской научно-практической конференции «Молодежь, наука, инновации» (Орск, 2012, 2013), 54 международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013), итоговых научно-практических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск, 2012,2013);

Публикации. По результатам диссертации опубликовано 4 статьи в рецензируемых научных журналах, рекомендованых ВАК РФ, 10 тезисов докладов на Российских конференциях.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных результатов и выводов, библиографического списка из 111 наименований. Общий объем работы составляет 158 страниц, содержит 87 иллюстраций и 16 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

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

В первой главе выполнен обзор открытых публикаций, посвященных изучению существующих марок инструментальных сталей, условий работы крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента, причин выхода его из строя. Рассмотрена кинетика протекания фазовых и структурных превращений, проанализированы современные методы и подходы к их анализу. Изучены работы, по исследованию механизма дисперсионного упрочнения сталей инструментального класса. Показано, что применяемые в настоящее время высокохромистые инструментальные стали имеют ряд существенных недостатков, связанных с формированием карбидной неоднородности при выплавке и недостаточной технологичностью при термической обработке. Большой вклад в решение проблем, связанных с термической обработкой инструментов из таких сталей, внесли Геллер, Ю.А., Гедеон, М.В., Кремнев, Л.С., Юдин, Ю.В., 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. и др.

Имеющийся опыт эксплуатации крупногабаритного инструмента показал, что в настоящее время существенно возросли требования к сталям инструментального класса, такие как высокая закаливаемость (HRC 60-63 после закалки) и прокаливаемость (не менее HRC 49 на глубине 57 мм), возможность получения достаточно пластичной сердцевины крупногабаритного инструмента (а02 = 300-350 МПа), наряду с обеспечением повышенной прочности на поверхности (ст02 = 800-900 МПа), высокая износостойкость, контактная прочность, технологичность на основных переделах, минимальная склонность к деформации и короблению в процессе термической обработки и неизменность размеров в процессе эксплуатации и др.

С повышением требований к качеству выпускаемой продукции значительно возросли требования к их материалу и технологии термической обработки.

С учётом сказанного, проблема подбора сталей и совершенствования технологии их термической обработки остаётся актуальной и требует дальнейшего исследования.

Во второй главе описаны использованные в диссертации материалы и методы исследования.

В качестве решения поставленной проблемы, на основе многофакторного эксперимента и регрессионного статистического анализа в ранних работах были рекомендованы три опытные марки сталей (70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР, 100ХЗГ2МТР) инструментального класса с различным микролегирующим комплексом.

Плавочный химический состав исследуемых марок сталей представлен в таблице 1.

Таблица 1 - Плавочный состав исследуемых марок сталей, % (масс.)

Марка стали С Мп Si Р S Cr Ni Си Nb W В AI Mo V Ti

100ХЗГ2МТР 0,90 1,94 0,65 0,021 0,011 2,87 0,07 0,06 ■ 1 0,003 0,041 0,48 0,43

70ХЗГ2ФТР 0,67 1,92 0,59 0,022 0,010 2,92 0,09 0,08 1 0,0015 0,032 f 0,62 0,39

70ХЗГ2ВТБ 0,64 1,90 0,61 0,023 0,012 2,85 0,10 0,12 0,055 0,35 ■ 0,048 1 ■ 0,46

Выплавку сталей проводили в условиях ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ», в фасонно-литейном цехе № 18 в индукционной печи ИШТ 0,4/0,32. Для проведения исследований промышленным способом было выплавлено по 25

плавок каждой марки стали.

Для изучения особенностей протекания фазовых превращений в сталях при непрерывном охлаждении были проведены дилатометрические исследования с целью построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита. Исследования проводились на комплексе Gleeble 3800. В ходе эксперимента температура нагрева образцов составила 1000 °С, время выдержки при температуре аустенитизации - 15 минут. Охлаждение проводилось с постоянными скоростями в интервале 0,013-10 °С/с.

Металлографические исследования проводили на оптических микроскопах Axio Observer, Axio 1 (ZEISS) при увеличении от 100 до 1000 раз, а также на электронном растровом микроскопе JEOLJSM-6460 LV с волновым и энергодисперсионным анализаторами. Наблюдение проводилось во вторичных электронах, электронах поглощения и рентгеновском характеристическом излучении. Сканирование поверхности объекта проводилось при напряжении 25 кВ.

Просвечивающие электронномикроскопические исследования осуществляли с использованием дифракционного и темнопольного анализа на электронном микроскопе JEM 200-СХ при ускоряющем напряжении 160 кВ. Фольги утоняли электролитическим методом в смеси хромового ангидрида и ортофосфорной кислоты при напряжении 25 В.

Исследование карбидной фазы проводили посредством рентгеноструктурного и химического анализа карбидных осадков. Карбиды выделяли путем анодного растворения образцов при плотности тока 0,02 А/см2, в качестве электролита использовали раствор 7,5 % КС1 и 0,5 % лимонной кислоты в воде. Время электролиза составляло 1,5-3 часа.

Из анодного осадка, содержащего все карбидные фазы, были выделены специальные карбиды. Для выделения карбидов типа МеС анодный осадок кипятили в водном растворе соляной кислоты (160 мл Н20,40 мл НС1) в течение 5 ч. Для выделения хромистых карбидов типа МеуСз и Ме2зС6 общий анодный осадок кипятили в течение двух часов в растворе: 100 мл Н20, 50 мл Н2О2, 25 мл НС1.

Химический анализ карбидных осадков проводили из двух параллельно изолированных фаз.

Состав и тип карбидных включений определяли микрорентгеноспектральным и рентгеноструктурным методами. Рентгенограммы карбидных осадков получали на дифрактометре «ДРОН-2,0» (U = 20 кВ, 1=12 мА) в Fe Ка-излучении.

Механические и технологические свойства (твердость, микротвердость, ударная вязкость, износостойкость, теплостойкость) определяли по ГОСТ 24622 -92, ГОСТ 9450-76, ГОСТ 23.225 - 99, ГОСТ 595 - 88, ГОСТ 19265 - 73.

Численную оценку изменения тепловых полей и напряжений, возникающих в процессе термической обработки, проводили в среде «ANSYS» с применением метода конечных элементов в совокупности с начальными и граничными условиями.

Третья глава посвящена исследованию кинетики распада переохлажденного аустенита и построению термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита.

В результате нагрева образцов до температуры 1000 °С со скоростью 0,05 °С/с удалось определить критические точки, характеризующие интервалы фазовых превращений при нагреве и охлаждении сталей (таблица 2).

Выбор температуры нагрева в аустенитную область осуществлялся из соображений максимально полного растворения карбидов, при отсутствии роста зерна аустенита. С этой целью определялась зависимость температуры начала мартенситного превращения Мн от температуры аустенитизации. Полученные результаты представлены на рисунок 1.

Таблица 2 - Экспериментальные значения

Марка стали Критические точки, °С

Aci Аст

Аы„ Ас1к

70ХЗГ2ВТБ 765 825 -

70ХЗГ2ФТР 760 815 -

100ХЗГ2МТР 755 805

о

260

х- 240-

I 220 g 200 a. leo]

0

1 160 ß 140

120

- 70ХЗГ2ВТБ

- 70ХЗГ2ФТР -100ХЗГ2МТР

850 900 950 1000 1050 1100 1150 Температура, °С

Рисунок 1 - Зависимость температуры Мн от

температуры аустенитизации

В сталях 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР в интервале температур 900—1000 °С наблюдается резкое падение температуры Мн с ростом температуры нагрева что, связано с растворением карбидов V и Мо, которые, находясь в твердом растворе, сильно понижают температуру Мн. В стали 70ХЗГ2ВТБ повышение температуры аустенитизации слабо влияет на температуру Мн (рисунок 1). Некоторое повышение температуры Мн сталей от температуры выше 1000 °С, связано с частичным растворением более устойчивых карбидов типа Ме3С, Ме2зС6, Ме6С.

На рисунке 2 представлены графики зависимости величины аустенитного зерна от температуры аустенитизации.

-900 "С . 950 °С -1000 "С . 1050 °С • 1100 °С -1150 °С

3 4 Время, ч

s 165 14

Время, ч Время, ч

а) б) в)

Рисунок 2 - Влияние температуры аустенитизации и продолжительности выдержки на размер аустенитного зерна сталей: а - 70ХЗГ2ВТБ, б - 70ХЗГ2ФТР; в - 100ХЗГ2МТР

В исследуемых сталях при температурах аустенитизации 900-1000 °С интенсивного роста зерна аустенита не происходит, в структуре отмечаются зерна размером 5-8 мкм. Увеличение времени выдержки при всех температурах аустенитизации ведет к незначительному росту зерна, что связано с растворением легированного цементита и обогащением твердого раствора марганцем и хромом.

Повышение температуры вызывает растворение карбидов типа Мс7С3, что способствует дальнейшему росту зерна аустенита.

На основании вышесказанного за оптимальную была выбрана температура аустенитизации 1000 °С.

На рисунке 3 приведены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита.

Время, с

в)

Рисунок 3 - Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита: а ■ 100ХЗГ2МТР; б - 70ХЗГ2ФТР; в - 70ХЗГ2ВТБ

Наименьшей устойчивостью к распаду по первой и второй ступеням обладает аустенит стали 100ХЗГ2МТР. Перлитное превращение в этой стали подавляется при скоростях охлаждения выше 0,4 °С/с, а бейнитное превращение -при скоростях охлаждения выше 0,5 °С/с.

Наибольшая устойчивость аустенита к распаду наблюдается в стали 70ХЗГ2ВТБ. Перлитное и бейнитное превращения в этой стали подавляются при скоростях охлаждения, начиная с 0,1 °С/с (в четыре раза меньших, чем в стали 100ХЗГ2МТР). Указанные особенности аустенита стали 70ХЗГ2ВТБ связаны с дополнительным легированием XV в количестве 0,35 %, который сильно задерживает диффузию атомов углерода, но незначительно влияет на положение мартенситной точки. Сталь 70ХЗГ2ФТР занимает промежуточное положение между двумя рассмотренными сталями. Перлитное и бейнитное превращения подавляются при скоростях охлаждения выше 0,35 °С/с.

Значения верхней (КВкз) и нижней (Ункз) критической скорости закалки, а также скорости охлаждения Уп, ниже которой наблюдается только перлитное превращение, для всех рассмотренных сталей приведены в таблице 3.

ТаблицаЗ - Критические скорости охлаждения исследуемых сталей

Сталь Квкз, °С/ с Ужз, °С/с Уп, "С/с

100ХЗГ2МТР 0,4 0,5 0,05

70ХЗГ2ФТР 0,2 0,3 0,03

70ХЗГ2ВТБ 0,1 0,15 0,01

Данные дилатометрических исследований подтверждены и дополнены изучением микроструктуры рассматриваемых сталей, которые представлены на рисунке 4 после охлаждения со скоростями 10 °С/с и ОД °С/с.

1

1

ъ \ к.

> ^Kv/l^Q 0,5 мкм

где

Кохл. = 0,1 °С/с

Рисунок 4 - Микроструктура сталей, полученная при непрерывном охлаждении сталей с различными скоростями: а,г -100ХЗГ2МТР; б, д -70ХЗГ2ФТР; в, е - 70ХЗГ2ВТБ

Мартенсит в стали 100ХЗГ2МТР, образующийся после закалки имеет реечную морфологию (рисунок 4, а). Между рейками наблюдается значительное количество остаточного аустенита. В структуре закаленной стали 70ХЗГ2ФТР также формируются дисперсные кристаллы мартенсита прежней реечной морфологии, но присутствует меньшее количество остаточного аустенита (рисунок 4, б), протяженность мартенситных реек составляет в среднем около 1,5 мкм. В стали 70ХЗГ2ВТБ образуется реечный мартенсит с минимальным количеством непревращенного аустенита (рисунок 4, в). Микротвердость мартенситной структуры стали 100ХЗГ2МТР составляет HV 800-830, тогда как в сталях 70ХЗГ2ФТР и 70ХЗГ2ВТБ она несколько ниже (HV780 - 800).

Микроструктуры образцов, охлажденных со скоростью 0,1 °С/с, иллюстрируют разную устойчивость аустенита в трех исследуемых сталях. В стали 100ХЗГ2МТР, обладающей минимальной устойчивостью аустенита к распаду по диффузионному механизму, преобладает перлитная структура (темные участки с твердостью HV 450) с небольшой долей бейнита (светлые участки с твердостью HV 580) (рисунок 4, г). В структуре стали 70ХЗГ2ФТР в полном

соответствии с термокинетической диаграммой доля перлитной компоненты (НУ 380) значительно падает за счет роста доли бейнитной составляющей (НУ 700) (рисунок 4, д). При той же скорости охлаждения сталь 70ХЗГ2ВТБ с наиболее высокой устойчивостью аустенита к распаду по перлитному и бейнитному механизму сохраняет структуру мартенсита (рисунок 4, е), что обусловлено легированием стали

Четвертая глава посвящена определению рациональных режимов термической обработки исследуемых сталей на основе детального исследования структурно-фазовых превращений на каждом этапе термического воздействия.

Структура исследуемых сталей в литом состоянии (рисунок 5) характеризуется выраженным дендритным строением. Дендриты имеют значительную разветвленность и средний диаметр ветвей около 0,15-0,18 мкм. Для уменьшения последствий неоднородного затвердевания заготовки подвергли диффузионному отжигу в интервале температур 1000-1200 °С. Отжиг исследуемых сталей при указанных температурах не привел к устранению дендритной ликвации, однако для металла характерно снижение твердости от НЯС 45-50 до НКС 30-45, что свидетельствует о перераспределении элементов по матрице, и частичном растворении хрупких избыточных карбидов.

Таким образом, применение однократного диффузионного отжига сталей 70ХЗГ2ФТР, 70ХЗГ2ВТБ и 100ХЗГ2МТР не позволило получить однородную структуру, поэтому далее заготовки были подвергнуты всесторонней свободной ковке с различными степенями деформации и последующим сфероидизирующим отжигом. Ковка со степенью деформации 30 % в совокупности с диффузионным отжигом приводит к устранению текстуры деформации и обеспечивает получение однородной перлитной структуры с равномерно распределенными в ней карбидными включениями.

Анализ растворимости легирующих элементов в карбидных осадках подтверждает, что в процессе отжига в исследуемых сталях выделились карбиды типа Ме3С, МеС, Ме7С3 и Ме2зС6. После отжига сталей имеется легированный цементит (Ре,Сг)3С, в котором около 25-28 % атомов железа замещено атомами хрома, содержание марганца в цементите невелико и составляет около 2-3 %. В карбидах на основе хрома растворено до 24 % Мп, 68 % Сг и до 2-10 % И, Мо,У иМ>.

Исследование тонкой структуры сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР после отжига показало, что в процессе отжига и последующего медленного охлаждения произошло частичное а-^у—.>а превращение и дополнительное обеднение матрицы по углероду за счет коагуляции имеющихся и выделения новых карбидов.

Основу структуры сталей 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР после данной обработки составляет феррит, для которого характерны повышенная плотность дислокаций и неравновесная форма субзеренных границ (рисунок 6, а, б).

Рисунок 5 — Литая структура стали 70ХЗГ2ФТР

б) В)

- Структура исследуемых сталей после отжига, х 37000:

- 70ХЗГ2ФТР, б - 100X3Г2МТР, в - 70ХЗГ2ВТБ

а)

Рисунок 6 а

На фоне светлых участков феррита наблюдаются частицы карбидов хрома типа Ме2зС6, Ме6С, Сг23С6. Средний размер выделений составляет около 0,1 мкм при минимальном расстоянии между частицами 0,3-0,5 мкм. В структуре стали 70ХЗГ2ВТБ наблюдаются протяженные области феррита с равновесными большеугловыми границами (рисунок 6, в). В отличие от предыдущих сталей в стали 70ХЗГ2ВТБ частицы значительно крупнее, их размер колеблется в широком интервале от 0,5 мкм до 0,05 мкм. Дифракционный анализ показывает, что большинство выделившихся частиц представляют собой смешанные карбиды хрома и железа типа Ме23С6, присутствуют также карбиды типа Ме6С.

С целью определения оптимальных параметров закалки было изучено влияние параметров аустенитизации на фазовый состав и процессы растворения карбидной фазы.

Исследование карбидных осадков, выделенных с закаленных образцов, показало, что при температуре 1000 °С с выдержкой 60 минут остаются нерастворенными карбиды типа МеС и Ме7С3. В образцах из сталей 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР, закаливаемых от температуры 1000 °С, остается 0,2-0,6 % карбидной фазы. В стали 70ХЗГ2ВТБ, микролегированной XV и №>, образуются более устойчивые к растворению карбиды, поэтому их суммарное количество несколько выше, чем в предыдущих сталях и составляет 0,8-0,9 %. В результате аустенитизации при температуре 1000 °С происходит перераспределение элементов в карбидах типа Ме7С3, так как атомы Ре и Сг, переходят в твердый раствор, вследствие чего концентрация Мо, V, XV, "П в Ме7С3 возрастает.

Для исследования разупрочнения стали при отпуске были построены зависимости твердости от температуры и времени нагрева. Графики представлены на рисунке 7.

Время, ч

а)

»-300 "С ► 400 "С

— 500 °С

- 600 "С 650"С

» 700 °С

Время, ч б)

. -»-300 -с — 400 °С 500°С ! * 600 °С -*-650°С 700 "С

— ЗОО °С » 400 "С ► 450 °С

• 500 "С ■ 550 "С

• 700 °С

Время, ч

в)

Рисунок 7 - Влияние температуры и продолжительности отпуска на твердость исследуемых сталей после закалки от 1000 °С: а) 70ХЗГ2ФТР; б) 70ХЗГ2ВТБ; в) 100ХЗГ2МТР

Так, во всех исследуемых сталях наблюдается замедление разупрочнения при отпуске в интервале температур 300-500 °С что, обусловлено, во-первых, присутствием в матрице сталей атомов Cr, Мп и W, Mo, Si, уменьшающих диффузионную подвижность атомов углерода, а значит, замедляющих коагуляцию цементита, во-вторых, закреплением дислокаций атмосферами из атомов С и Nb, V, В.

В процессе отпуска при 500 °С для всех сталей в первые 5-7 часов происходит заметное уменьшение твердости, затем темп разупрочнения понижается. Это связано с тем, что в начальный период происходит коагуляция легированного цементита (Fe,Cr)3C, который затем переходит в хромистый карбид Ме7С3. Повышение температур отпуска до 700 °С приводит к возрастанию интенсивности разупрочнения, что связано с быстрой коагуляцией карбидных фаз, сопровождающейся уменьшением числа частиц.

Исследование карбидной фазы формирующейся при отпуске показало, что карбиды типа Ме3С и Ме7С3 являются фазами переменного состава, в которых замещаются не только атомы железа и хрома, но и присутствуют атомы вольфрама, титана и ниобия, ванадия и молибдена в различных пределах. Так, при переходе температуры отпуска 500 и 550 °С наблюдается возрастание в общем карбидном осадке количества легированного цементита, однако содержание в нем хрома и марганца увеличивается незначительно, тогда как при отпуске 600 °С в нем происходит резкое увеличение содержания хрома при одновременном уменьшении количества Ме3С. Это является свидетельством того, что легированный цементит (Fe,Cr)3C переходит в специальный карбид Ме7С3.

На рисунке 8 представлены эволюция тонкой структуры сталей 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР по мере увеличения продолжительности выдержки при 600 °С для стали 70ХЗГ2ФТР и 550 °С для стали 100ХЗГ2МТР от 1 до 5 часов.

где Рисунок 8 - Структура стали после закалки и высокого отпуска сталей 70ХЗГ2ФТР (а, б, в) и стали 100ХЗГ2МТР (г,д,е) а) отпуск 600 °С - 1 час; б) отпуск 600 °С - 3 часа, в) отпуск 600 °С - 5 часов; г) отпуск 560 °С - 1,5 часа, д) отпуск 560 °С - 3,5 часа; е) отпуск 560 °С - 5 часов

Можно видеть, что реечная структура мартенсита в значительной степени утрачивается уже на ранних стадиях отпуска (600 °С - 1 час, 560 °С - 1,5 часа.), рисунок 8, а, г. Выделения дисперсных специальных карбидов становится заметным на электронно-микроскопических изображениях после 3 и 3,5-часовой выдержки для сталей 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР соответственно (рисунок 8, б, д). На этом же этапе наблюдаются первые стадии полигонизации и рекристаллизации феррита. Данные явления получают дальнейшее развитие после 5-часовой выдержки, одновременно происходит укрупнение и коагуляция специальных карбидов (рисунок 8, в, е).

Структура стали 70ХЗГ2ВТБ после отпуска по режиму (600 °С - 3 ч.) представлена на рисунке 9.

Из рисунка 9 видно, что в стали 70ХЗГ2ВТБ имеются существенные отличия от структуры двух других сталей, что обусловлено различием в их легирующем комплексе. Наличие 0,35 масс. %№в химическом составе данной стали снижает коэффициент диффузии элементов замещения в ОЦК решетке железа, что оказывает влияние как на тонкую структуру мартенситных кристаллов, так и на состояние карбидной фазы. Мартенситная основа структуры, характерная для закаленного состояния, сохраняется. На рисунке 9, а присутствуют мартенситные кристаллы нескольких ориентировок, на соответствующей электронограмме выделены две из присутствующих ориентировок, рисунок 9, г. На темнопольных изображениях, рисунок 9 б, в видно, что форма мартенситных реек в основном сохраняется, однако происходит полигонизация и разбиение мартенситных кристаллов на отдельные фрагменты за счет перемещения границ, появляются отдельные микрообъемы с пониженной плотностью дислокаций. Отличается также и состояние карбидной фазы. О выделении карбида Ме6С при отпуске можно судить по появлению эффекта «ряби» внутри мартенситных реек. Можно предположить, что размер большинства выделений не достиг критического размера, необходимого для потери когерентной связи с решеткой матрицы. Сетки рефлексов от специальных карбидов на картинах электронной дифракции не формируются, однако обнаруживаются отдельные рефлексы, которые могут быть идентифицированы как Ме2зС6, один из них выделен на рисунок 9, ж.

д е ж ч

Рисунок 9 - Структура стали 70ХЗГ2ВТБ после закалки от 1000 °С и отпуска 600 °С:

а, д, з — светлопольное изображение; б, е - темнопольноеизображение в рефлексе а-фазы (110) фьв - темнопольное изображение в рефлексе а-фазы (110) фз; г, ж- электронограмма

Таким образом, в сталях 70ХЗГ2ВТБ и 70ХЗГ2ФТР после закалки от температуры 1000 °С и отпуска в районе 600-650 °С (твердость НЯС 52-54), в стали 100ХЗГ2МТР (твердость ИКС 53-55) в районе 530-550 °С наблюдается дисперсионное упрочнение.

Результаты проведенных исследований позволили разработать оптимальные режимы окончательной термической обработки сталей, заключающиеся в закалке с температуры 1000 °С и отпуске при температурах 630-650 °С для сталей 70ХЗГ2ВТБ и 70ХЗГ2ФТР, 530-550 °С для стали 100ХЗГ2МТР.

Оценка механических и эксплуатационных свойств, применяемых и | исследуемых марок инструментальных сталей, показала, что механические свойства сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР и 100ХЗГ2МТР (таблица 4) находятся на требуемом уровне (согласно ОСТ 24.013.04-83). По прочности исследуемые стали не уступают наиболее часто применяемым в настоящее время инструментальным сталям, работающим в сложных условиях нагружения и износа, а по ударной вязкости и износостойкости превосходят их.

Таблица 4 - Механические и эксплуатационные свойства сталей инструментального класса после термической обработки___

Сталь Твердость, НЯС Предел прочности ов> МПа Ударная вязкость, КСи, кДж/м2 Износостойкость, Кас

60ХН 37 1280 65 0,8

45Х5МФ 48 1480 107 1,04

5ХНМ 39 1250 59 0,99

4Х5МФС 52 1490 59 1,19

110Г13Л 22 710 31 1,2

70ХЗГ2ФТР 54 1590 112 2,75

70ХЗГ2ВТБ 54 1610 161 1,99

100ХЗГ2МТР 56 1100 110 2,8

Теплостойкость готового инструмента оценивали по «горячей» твердости в интервале температур 300-600 °С (таблица 5) (согласно РД 34.17.411).

Таблица 10 - Значения «горячей» твердости (НЯС) термообработанных сталей

Сталь Температура эксплуатации, °С

300 400 500 600

60ХН 26 25 23 19

45Х5МФ 44 40 37 34

5ХНМ 28 26 24 18

4Х5МФС 45 38 36 35

70ХЗГ2ФТР 49 47 45 42

70ХЗГ2ВТБ 50 48 44 40

100ХЗГ2МТР 59 58 48 40

У сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР,100X3Г2МТР,«горячая» твёрдость до температуры 400 °С снизилась не значительно НЯС 1-2), тогда как в сталях 60ХН,

5ХНМ, начиная с 300 °С, наблюдалось снижение твёрдости до НЯС 25-26, что вызвано разупрочнением при нагреве, являющимся обратимым процессом.

В интервале температур 500-600 °С во всех представленных сталях наблюдается тенденция к снижению «горячей» твердости, однако в сталях 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР,100ХЗГ2МТР она остаётся на достаточно высоком уровне НЯС 40-42. Снижение твёрдости вызвано коагуляцией дисперсных карбидных фаз упрочнителей (Ре,Сг)3С, (Сг,Ре)7С3, (Ре,Сг)23С6.

Далее, методами математического моделирования проведен расчет температурного и напряженного состояний, при термической обработке валков горячей прокатки из стали 70ХЗГ2ВТБ диаметром 600 мм. В основу данных расчетов положен метод конечных элементов, при котором на каждом шаге по времени последовательно решаются следующие задачи: сначала - задача теплопроводности и определяется температурное поле по сечению валка, затем задача термоупругопластичности, для определения напряжений.

На рисунок 10 показано распределение температурных полей по сечению валка из стали 70ХЗГ2ВТБ, возникающих при нагреве и охлаждении на основных | этапах термической обработки.

нагрев охлаждение

отжиг

_I

881.542 356.84 912.137 927.435 942.732 953.03 973.328ЯЗЯ^Я

нагрев охлаждение

закалка

тш* с» I

515.239 549.333 549.428 549.523 549.619 549.114 549.809 549.904 550 гЯЯЯЯТЙЯЖо"™ 20.253 ЯЯ 20.3793 !

нагрев охлаждение

отпуск

Рисунок 10 - Распределение температурных полей на основных этапах термической обработки валка горячей прокатки диаметром 600 мм из стали 70ХЗГ2ВТБ

Анализ тепловых полей показывает, что на стадии предварительной термической обработки (отжиг) распределение температур более равномерное. Температурный градиент по сечению составляет не более 8 °С. Закалка приводит

металл в боле напряженное состояние. Перепад температур увеличивается к центру заготовки и составляет около 20 "С. Однако на стадии отпуска происходит компенсация напряжений, температурный градиент выравнивается по всему I сечению и составляет не более 1-3 °С.

Расчеты напряжений показывают, что при охлаждении с температуры отжига 800 °С максимальные осевые напряжения возникают через 1 минуту после начала охлаждения. Распределение напряжений по сечению бочки валка представлены на рисунках 11 и 12.

сечению бочки через 2,5 ч после начала охлаждения с продольном сечении валка (в МПа) после закалки в температуры отжига 800 °С масло с 1000 "С

Рисунок 11 - Распределение напряжений (в МПа) после отжига и закалки

Распределение остаточных окружных напряжений по сечению бочки (в МПа)

Рисунок 12 - Распределение напряжений по сечению бочки валка после отпуска

В силу осесимметричности задачи и симметрии относительно поперечного срединного сечения на рисунках изображена только правая верхняя часть продольного сечения бочки. На поверхности валка в данный период времени осевые

Распределение остаточных радиальных напряжений по сечению бочки (в МПа)

-27.6Л7-)2.5228-12.1397-9.958Ш.9117«. S772 19.769iS2, TM'ii .5№65,5269 Распределение остаточных осевых напряжений по сечению бочки (в МПа)

напряжения растягивающие, а на оси - сжимающие и составляют около 140 и-180 Мпа соответственно. По мере охлаждения валка до температуры перлитной зоны 610-680 °С осевые напряжения меняют знак, на поверхности они становятся отрицательными, а на оси положительными. В качестве иллюстрации на рисунке 11 представлено распределение осевых напряжений для времени охлаждения при отжиге 2,5 ч. Температура поверхности в этот момент составляет 640 °С, а оси - 700 °С. Из рисунка 13 видно, что уровень напряжений снизился и составляет около - 40 МПа на поверхности и 100 МПа на оси.

При закалке в масло с 1000 °С (рисунок 11) максимальные растягивающие напряжения, достигающие 600 МПа, возникают на глубине приблизительно равной одной трети радиуса валка, температура в данной области составляет 400 °С. На оси валка в этот момент максимальные растягивающие напряжения составляют всего 40 МПа, температура этой зоны также около 400 "С. Максимальные сжимающие напряжения возникают на охлажденной приблизительно до температуры 100 °С поверхности валка и составляют 780 МПа.

При нагреве под температуру отпуска уровень напряжений меньше, чем при нагреве под температуру отжига. В конце отпуска осевые напряжения изменяются от +50 МПа на оси до -30 МПа на поверхности. При медленном охлаждении от температуры отпуска напряжения несколько снижаются. Последнее объясняется низкими градиентами температур и отсутствием структурных превращений. На рисунок 12 представлено распределение радиальных, осевых и тангенциальных напряжений. Наиболее опасными являются осевые напряжения, уровень которых выше, чем радиальных и окружных. Максимальные растягивающие радиальные напряжения вблизи срединного сечения достигают 20 МПа, а на оси приходят в ноль.

Осевые напряжения изменяются в этой области от +53 на оси до -28 МПа на поверхности, а окружные соответственно от +25 до -16 МПа. Вблизи шеек на всех трех эпюрах имеются зоны краевого эффекта с повышенным уровнем напряжений. Наиболее опасные с точки зрения хрупкой прочности растягивающие напряжения в этой зоне составляют 46, 64 и 50 МПа.

Проведенный анализ показал, что в процессе термической обработки происходит равномерное распределение температурных полей по сечению крупногабаритного инструмента, также формируется невысокий уровень остаточных напряжений как на этапе предварительной, так и окончательной термической обработки.

На предприятии ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск) было произведено внедрение рационального режима термической обработки при изготовлении валка горячей прокатки диаметром 600 мм из стали 70ХЗГ2ВТБ, что подтверждено актом внедрения. Далее в условиях предприятия была проведена сравнительная оценка сдаточных характеристик на валок горячей прокатки согласно ТУ 2401.02.511-2012 после предложенного и штатного режимов термической обработки. Результаты показывают, что предложенный комплекс термической обработки позволил получить необходимые по ТУ сдаточные характеристики, и повысить эксплуатационную стойкость опытного валка на 15 %, что подтверждено актом внедрения.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе изучения структурно-фазового состава опытных микролегированных сталей инструментального класса, применяемых в условиях машиностроительного производства, разработаны режимы термической обработки крупногабаритного инструмента, повышающие его эксплуатационную стойкость на 10-15 %.

2. Дилатометрическим анализом определены критические точки экспериментальных сталей. Получены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, позволяющие выявить температурно-временные интервалы структурных превращений при охлаждении образцов с температуры 1000 °С в интервале скоростей 10-0,013 °С/с.

3. Исследованы фазовые превращения в опытных сталях на различных этапах термической обработки. Установлено, что технологическая операция ковки с последующей аустенитизацией обеспечивает достаточно полное растворение карбидов типа Ме2зС6, Ме3С, Ме6С при ограниченном росте зерна, вследствие сдерживающей способности присутствующих в структуре сталей легирующих элементов Ti, Nb, В, Mo.

4. На основании электронномикроскопического и рентгеноструктурного методов анализа установлено, что при отпуске в интервале температур 550-650 °С в исследуемых сталях 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ВТБ и 70ХЗГ2ФТР происходит дисперсионное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов на основе Cr, Mo, Ti, V, W размером 0,01-0,06 мкм.

5. Установлено, что для сталей 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ВТБ и 70ХЗГ2ФТР значения твердости находятся в интервале HRC 54-56, ударной вязкости KCU 110161 кДж/м2, горячей твердости HRC 40-59., что соответствует требованиям РД 34.17.411, ОСТ 24.013.04-83, ТУ 2401.02.511-2012 и на 10 % выше механических свойств традиционных инструментальных сталей.

6.Методами математического моделирования в программной среде «ANSYS» установлено, что разработанные режимы термической обработки, приводят к равномерному распределению температурных полей и напряжений по сечению изделий на всех этапах термического воздействия, а также обеспечивают максимальное сочетание механических и эксплуатационных свойств.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

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

1. Якунина (Клецова), O.A. Кинетика распада переохлажденного аустенита экспериментальных экономнолегированных сталей инструментального класса при непрерывном охлаждении / С.М. Антонов, A.M. Ахмедьянов, М.И. Гасленко, С.В. Рущиц, С.О. Соколов, С.Е. Крылова, O.A. Якунина (Клецова) // Вестник ЮжноУральского государственного университета. Серия «Металлургия». - 2012. -Вып. 19. -№ 39 (298). - С.79-84.

2. Якунина (Клецова), O.A. Анализ режимов предварительной термической обработки прокатных валков из сталей с различным содержанием углерода //

Якунина (Клецова) O.A., Приймак Е.Ю., Соколов С.О., Грызунов В.И. // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2013. - № 1 (691). - С. 24 -28.

3.Клецова, O.A. Влияние кинетики распада аустенита на формирование структуры экономно-легированной инструментальной стали // Крылова С.Е., Яковлева И.Л., Терещенко H.A., Приймак Е.Ю., Клецова O.A. // Физика металлов и металловедение. - 2013. Том №с10. - № 10. - С. 926-936.

4. Якунина (Клецова), O.A. Изучение кинетики распада аустенита в условиях непрерывного охлаждения экономно легированной стали для изготовления валков большого диаметра // Крылова С.Е., Якунина (Клецова) O.A. Фот А.П., Антонов С.М., Рущиц C.B., Чуманов И.В. // Электрометаллургия. - 2013. - № 10. - С. 31-36

Статьи в других изданиях

5. Якунина (Клецова), О. А. Оценка конструктивной прочности стали по параметрам структуры / А. А. Раскатова, О. А. Якунина (Клецова) // Материалы итоговой научно - практической конференции преподавателей, аспирантов и студентов. - Орск : Изд-во ОГТИ, 2008. - С. 303-307. - ISBN 5-8424-0441-4.

6. Клецова, O.A. Кинетика диффузионного распада аустенита экономнолегированных сталей инструментального класса / O.A. Клецова // XIII Международная научно-техническая уральская школа молодых ученых: Екатеринбург: УрФУ, 2012. - С. 245-247

7. Якунина (Клецова), O.A. Анализ режимов предварительной термической обработки прокатных валков из сталей с повышенным содержанием хрома / O.A. Якунина (Клецова) // Инновационная деятельность предприятий по исследованию, разработке и получению новых материалов и сплавов: сборник научных докладов II Международной научной конференции / под ред. В.И. Грызунова. - М.: Машиностроение, 2012, - Том 2. - С. 264-273.

8. Якунина (Клецова), O.A. Режимы предварительной термической обработки прокатных валков из сталей с различным содержанием углерода // Е.Ю. Приймак, С.О. Соколов, В.И. Грызунов // Вестник совета молодых ученых: сб. научн. трудов / отв. ред. Н.Е. Ерофеева. - Орск: Издательство ОГТИ, 2012. - С. 37-45.

9. Якунина (Клецова), O.A. Исследование роста аустенитного зерна валковой стали при нагреве / O.A. Клецова // Молодежь. Наука. Инновации. Материалы Всероссийской научно-практической конференции / отв. ред. Н.Е. Ерофеева: - Орск: Издательство Орского гуманитарно-технологического института (филиала) ОГУ. 2012.-С. 172-177.

10. Якунина (Клецова), O.A. Сравнительный анализ структуры и свойств инструментальных сталей с микролегирующим комплексом в литом и кованом состояниях / Соколов С.О., Крылова С.Е., Трякина Н.Ю., Приймак Е.Ю., O.A. Якунина (Клецова) // Инновационная деятельность предприятий по исследованию разработке и получению новых материалов и сплавов. Сборник научных докладов II Международная научная конференция Том 2 - М: Машиностроение, 2012. - С. 403414

11. Якунина (Клецова), O.A. Кинетика распада переохлажденного аустенита экспериментальной валковой стали при непрерывном охлаждении /Соколов С.О., Крылова С.Е. // Материалы XV научно-технической конференции «Новые

материалы и технологии в машиностроении» - Б: БГТИТА, 2012. - С. 142-145.

12. Клецова, O.A. Разработка оптимального микролегирующего комплекса сталей инструментального класса, предназначенных для работы в условиях повышенного нагружения и износа / Крылова С.Е., Яковлева И.Л., Терещенко H.A., Приймак Е.Ю., Клецова O.A. // 54 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности». - Екатеринбург: ФГБУН ИФМ УрО РАН. - 2013. - С. 241.

13. Клецова, O.A. Кинетика фазовых превращений экономнолегированных сталей инструментального класса с карбидным упрочнением / O.A. Клецова, С.Е. Крылова, В.И. Грызунов // XXII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». -Оренбург: Изд-во ОГТИ, 2014. - С. 16-19. - ISBN 978-5-8424-0713-2.

14. Клецова, O.A. Рационализация режимов термической обработки валков горячей прокатки высокопроизводительных станов из экономнолегированной стали / С.Е. Крылова, O.A. Клецова, С.С. Кочковская // «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных материалов и сплавов» материалы III Международной конференции - Оренбург: ООО ИПК «Университет» - С. 56-65. - ISBN 978-5-4417-0362-8.

Подписано в печать 14.04.2014 г. Формат бумаги 60 х 84 1/16. Бумага офсетная. Печать плоская. Усл. печ. л. 1,4 Тираж 120 экз. Заказ 67/1275.

Отпечатано с готового оригинал-макета в издательстве Орского гуманитарно-технологического института (филиала) Федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Оренбургский государственный университет»

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

Орский гуманитарно-технологический институт (филиал) федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Оренбургский государственный университет»

На правах рукописи

04201453777

Клецова Ольга Александровна

РАЗРАБОТКА ОПТИМАЛЬНЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ

СТАЛЕЙ

Специальность 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка металлов и

сплавов»

Диссертация на соискание ученой степени кандидата

технических наук

Научный руководитель -кандидат технических наук, доцент С.Е. Крылова

/

Орск 2014

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ....................................................................................................................................................................................5

1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ..........................................................................................9

1.1 Условия работы, причины выхода из строя и требования, предъявляемые к материалу инструмента, работающего в условиях повышенных температур, нагружен ия и износа..........................................................................................................................................................................................................................9

1.2 Обзор перспективных микролегированных сталей инструментального класса, предназначенных для изготовления инструмента, работающего в условиях повышенного нагружения и износа....................................................................................................................................................................................11

1.3 Механизмы упрочнения микролегированных сталей инструментального класса........................................................................................................................................................................................................................15

1.3.1 Зернограничное упрочнение................................................................................................................................15

1.3.2 Твердорастворное упрочнение............................................................................................................................16

1.3.3 Дисперсионное упрочнение..................................................................................................................................17

1.4 Системы легирования микролегированных сталей. Влияние легирования на формирование свойств микролегированных сталей инструментального класса........................................................................................................................................................................................................................20

1.4.1 Основные легирующие элементы....................................................................................................................20

1.4.2 Микролегирующие элементы........................................................................................................................................22

1.5 Особенности фазовых превращений в микролегированных высокопрочных и износостойких инструментальных сталях..............................................................................................................................28

1.5.1 Особенности распада переохлажденного аустенита в микролегированных сталях инструментального класса..................................................................................................................................................29

1.5.1.1 Влияние легирующих элементов на перлитное превращение..........................................33

1.5.2 Особенности распада аустенита в бейнитной области..........................................................................34

1.5.2.1 Кинетика бейнитного превращения..........................................................................................................36

1.6 Термическая обработка крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента........................................................................................................................................................................................................38

1.7 Постановка задач исследования......................................................................................................................................41

2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ..............................................................................43

2.1 Выбор материала для исследования..................................................................................................................43

2.2 Методы исследования..............................................................................................................................................................44

2.2.1 Микроскопические исследования....................................................................................................................44

2.2.2 Электронномикроскопические исследования (РЭМ и ПЭМ)................................................45

2.2.3 Дилатометрические исследования..................................................................................................................45

2.2.4 Исследования распада аустенита в изотермических условиях..............................................46

2.2.5 Выделение карбидной фазы..................................................................................................................................46

2.2.6 Фазовый и рентгеноструктурный анализ..................................................................................................47

2.2.7 Механические испытания.................................................•......................................48

2.2.8 Испытания на горячую твердость....................................................................................................................50

3 ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В ОПЫТНЫХ МИКРОЛЕГИРОВАННЯХ СТАЛЯХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОГО КЛАССА....................................................................................................................................51

3.1 Определение критических точек сталей 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ВТБ и 70ХЗГ2ФТР..........................................................................................................................................................................................................51

3.2 Выбор оптимальной температуры аустенитизации..............................................................................52

3.2.1 Определение зависимости температуры начала мартенситного превращения

от температуры аустенитизации......................................................................................................................................................52

3.2.2 Влияние температуры нагрева на размер аустенитного зерна..............................................................................................................................................................................................................................................................................................53

3.2.3 Исследование влияния температуры аустенитизации на размер аустенитного зерна............................................................................................................................................................................................................................55

3.2.4 Твердость исследуемых сталей после закалки....................................................................................55

3.3 Превращение переохлажденного аустенита в сталях при непрерывном охлаждении........................................................................................................................................................................................................................56

3.4 Исследование кинетики распада аустенита в изотермических условиях 63

3.5 Выводы по главе..................................................................................................................................................................94

4 ОПТИМИЗАЦИЯ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ МИКРОЛЕГИРВОАННЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ......................................................96

4.1 Термическая обработка микролегированных инструментальных сталей 96

4.1.1 Предварительная термическая обработка................................................................................................96

4.1.1.1 Исследование структуры и свойств сталей в литом и откованном состояниях 96

4.1.1.2 Исследование структуры, фазового состава и свойств исследуемых сталей после отжига......................................................................................................................................................................................................103

4.1.2 Окончательная термическая обработка микролегированных инструментальных сталей....................................................................................................................................................................................107

4.1.2.1 Влияние температуры закалки на структуру и свойства опытных

сталей........................................................................................................................................................................................................................107

4.1.2.2 Исследование процессов отпуска микролегированных инструментальных

сталей........................................................................................................................................................................................................................................................117

4.1.2.2.1 Сопротивление разупрочнению при отпуске..............................................................................117

4.1.2.2.2 Микроструктура исследуемых сталей после отпуска............................................................118

4.1.2.2.3 Исследование изменения карбидной фазы при отпуске..................................................122

4.2 Механические свойства исследуемых сталей............................................................................................124

4.3 Рекомендации по оптимизации режимов термической обработки крупногабаритных изделий из опытных микролегированных сталей инструментального класса........................................................................................................................................................................................................................130

4.4 Моделирование физико-механических процессов при термической обработки готовых изделий из исследуемых сталей..................................................................................................................................133

4.5 Выводы по главе..................................................................................................................................................................145

ЗАКЛЮЧЕНИЕ..........................................................................................................................................................................147

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ................................................................................................................................................148

ПРИЛОЖЕНИЯ..........................................................................................................................................................................156

Приложение А................................................................................................................................................................................157

Приложение Б..............................................................................................................................................................................158

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность проблемы. В настоящее время для изготовления крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента (валков горячей прокатки, штампов горячего деформирования, футеровочных бронеплит), работающего в условиях высоких температур, повышенного нагружения и износа, широкое применение находят дисперсионно-твердеющие инструментальные стали (45Х5МФ, 4Х5МФС, 75Х5МФ и др.) мартенситного класса с карбидным упрочнением, легированные сильными карбидообразующими элементами.

Большой промышленный опыт их эксплуатации на машиностроительных и металлургических предприятиях Восточного Оренбуржья, таких как ОАО «Уральская сталь», (г. Новотроицк), ОАО «Орский машиностроительный завод», ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск), показал ряд проблем, связанных с их низкой технологичностью на основных переделах, наличием протяженной карбидной сетки из-за повышенного содержания легирующих элементов (хрома), а также эксплуатационных дефектов в виде трещин разгара, сколов на поверхности, низкой эксплуатационной стойкости и износостойкости.

Поэтому подбор новых марок инструментальных сталей, не требующих сложных технологических решений и специального оборудования при изготовлении и термическом упрочнении, на сегодняшний день представляет одну из актуальных задач современного материаловедения, что в свою очередь влечет за собой необходимость проведения поисковых работ в области оптимизации их легирующего комплекса и режимов термической обработки, позволяющих получить максимальное сочетание механических и эксплуатационных свойств.

Цель и задачи исследования. Повышение эксплуатационной стойкости крупногабаритного инструмента из опытных инструментальных сталей с микролегирующим комплексом за счет разработки оптимальных режимов термической обработки, обеспечивающих максимальное сочетание механических и эксплуатационных свойств.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

- изучить кинетику распада переохлажденного аустенита сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР, 100ХЗГ2МТР;

- исследовать структурообразование в сталях после различных режимов термической обработки;

- исследовать особенности фазовых превращений и механизм дисперсионного упрочнения сталей при высоком отпуске;

- определить влияние режимов термической обработки на механические и эксплуатационные свойства сталей;

- на основе моделирования физико-механических процессов с применением

программного комплекса «АИБУЗ» проследить формирование температурных полей, обеспечивающих получение при оптимальных температурных режимах термической обработки допустимый уровень остаточных напряжений.

Научная новизна.

1. С использованием современных методов фазового анализа установлены особенности фазовых и структурных превращений в опытных сталях инструментального класса с легирующим комплексом Сг-Мп-Мо-ТьВ, Сг-Мп-У-ТьВ, Сг-Мп-ХУ-ТьМЬ и предложены режимы термического упрочнения.

2. На основе определения термокинетических особенностей протекания фазовых и структурных превращений в опытных инструментальных сталях установлена оптимальная температура аустенитизации 1000 °С, обеспечивающая достаточно полное растворение карбидов типа МезС, МегзСб, МебС при ограниченном росте зерна аустенита, вследствие сдерживающей способности присутствующих в структуре легирующих элементов: Тл, N13, В, Мо.

3. Изучено влияние микролегирующих элементов W, N1), Тл, V, В на фазовый состав сталей на различных этапах термической обработки. Показано, что при отпуске в интервале температур 550-650 °С в исследуемых сталях 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ФТР и 70ХЗГ2ВТБ происходит дисперсионное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов на основе Сг, Мо, Тл, V, W, размером 0,01-0,06 мкм.

4. Определены закономерности изменения твердости от температурно-временных параметров отпуска дисперсионно-упрочненных опытных инструментальных сталей, вызванные взаимным влиянием легирующих элементов.

5. Методы математического моделирования в программной среде «А^УБ» адаптированы к расчету теплового и напряженного состояний в крупногабаритных изделиях при нагреве и охлаждении, благодаря чему разработаны режимы термической обработки готового инструмента из сталей 100ХЗГ2МТР, 70ХЗГ2ФТР и 70ХЗГ2ВТБ.

Достоверность результатов обеспечивается комплексным использованием современных методов исследования и высокоточного оборудования, согласованностью результатов лабораторных и производственных испытаний с учетом методов математического моделирования и сопоставлением результатов исследований с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.

Практическая ценность работы. Разработка оптимальных режимов термической обработки исследуемых сталей обеспечила сочетание механических и эксплуатационных свойств, необходимых для длительной эксплуатации крупногабаритного инструмента в условиях повышенного нагружения и износа.

Предложенный режим термической обработки стали 70ХЗГ2ВТБ, используемый на предприятии ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» позволил повысить эксплуатационную стойкость валков горячей прокатки на 15 %.

Отдельные результаты работы используются в лекционных курсах дисциплин кафедры «Материаловедение и технология металлов» Орского гуманитарно-технологического института (филиала) ОГУ и дипломном проектировании по специальности «Материаловедение в машиностроении».

На защиту выносятся следующие положения:

- закономерности структурно-фазовых превращений при термической обработке инструментальных сталей;

- структурно-фазовый состав исследуемых сталей на различных этапах термической обработки;

- температурные поля и напряжения, формирующиеся в крупногабаритных изделиях в процессе термической обработки;

- механические и эксплуатационные свойства исследуемых сталей в сравнении с существующими марками сталей, применяемых для изготовления крупногабаритного инструмента.

Личный вклад автора. Автор принимала активное участие в постановке целей и задач исследования, проводила комплексные исследования инструментальных сталей 70ХЗГ2ВТБ, 70ХЗГ2ФТР, 100ХЗГ2МТР с помощью микроскопического, фактографического и рентгеноструктурного методов анализа, участвовала в построении термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, осуществляла термическую обработку опытных партий изделий.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и были одобрены на международной научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2011); международной научно-технической Уральской школе металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2012), международной научно-технической интернет-конференции «Новые материалы и технологии в машиностроении» (Брянск, 2012), всероссийской научно-практической конференции «Молодежь, наука, инновации» (Орск, 2012, 2013), 54 международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013), итоговых научно-практических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск, 2012, 2013);

Публикации. По результатам диссертации опубликовано 4 статьи в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК РФ, 14 тезисов докладов на Российских

конференциях.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных результатов и выводов, библиографического списка из 111 наименований. Общий объем работы составляет 158 страниц, содержит 87 иллюстраций и 16 таблиц.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ 1.1 Условия работы, причины выхода из строя и требования,

предъявляемые к материалу инструмента, работающего в условиях повышенных температур, нагружения и износа

Проблема повышения срока службы тяжелонагруженного инструмента (валков горячей прокатки, штампов горячего деформирования, футеровочных бронеплит и т.д.), является весьма актуальной задачей для многих отраслей промышленности, т.е. там, где инструмент работает в у�