автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Теоретические и технологические аспекты термической обработки крупногабаритных изделий из высокопрочных сталей на основе моделирования фазовых и структурных превращений

На правах рукописи

Для служебного пользования

Экз. № ОХ

Ту

ЮДИН Юрий Вячеславович

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ НА ОСНОВЕ МОДЕЛИРОВАНИЯ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Екатеринбург 1999

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов Уральског государственного технического университета.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Филиппов М.А.; доктор технических наук, профессор ПотехинБ.А.; доктор технических наук, профессор Клейнер Л.М.

Ведущее предприятие: НИИТЯЖМАШ АО «Уралмаш», г. Екатеринбург_

Защита диссертации состоится 12 ноября 1999 г. в 15 часов на заседани диссертационного совета Д 063.14.02 при Уральском государственном технически университете, зал ученого совета (аудитория П).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета.

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять п адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул.Мира, 19, УГТУ, ученому секретарю университет* Тел. (3432) 754-574, факс: (3432) 745-335.

Автореферат разослан " ^ " октября 1999 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 063.14.02,

доктор технических наук, профессор А иш-У В. А. Шилов

Актуальность проблемы. Задача получения повышенного комплекса гсплуатационных свойств стальных изделий решается путем выбора рационального >става стали и оптимальной термической обработки. Применительно к крупным деталям :чением более 0.6... 1 м разработка новых составов сталей и особенно технологий трочняющей термообработки имеет ряд специфических особенностей. Основной из них шяется взаимоисключающий характер требований по прочности, с одной стороны, и ювнто возникающих при термообработке напряжений, с другой. Для получения высокого ювня прочности требуется обеспечить скорость охлаждения, при которой протекает артенситное или бейнитное превращение. При этом закалка детали не должна приводить к ¡зданию высоких временных и остаточных напряжений, уменьшающих ресурс надежности ¡делия. Современное решение данной проблемы возможно путем комплексного подхода, в ¡зультате которого необходимо разработать новые составы сталей с повышенным уровнем еханических свойств для крупных деталей, а также создать технологии термической эработки, позволяющие реализовать на крупных сечениях потенциально заложенные ¡ставом стали свойства. В настоящее время наиболее перспективным является применение атематического моделирования процесса термообработки, позволяющее прогнозировать определение температурных, структурных полей во времени и по сечению детали, а 1кже достоверно оценивать получаемые свойства по окончании процесса. Кроме того, при оделировании должно учитываться изменение термонапряженного состояния детали в роцессе термообработки.

Для оценки структурного и термонапряженного состояния стальной детали по 5вестному уравнению теплопроводности необходимо рассчитать изменение температурного эля во времени и по сечению детали в зависимости от применяемой технологии ¡рмообработки. На основе полученного расчета определяется распределение структур по :чению конкретного изделия, для чего требуется детальное знание кинетики процесса зразования второй фазы при распаде переохлажденного аустенита. К настоящему времени эсгигнутая степень приближения в описании процесса распада переохлажденного 'стенита неудовлетворительна. Следовательно, необходимо подробно исследовать зоцессы перлитного и бейнитного превращения переохлажденного аустенита знструкционных и инструментальных сталей для создания адекватной модели фазового ревращения.

Применяя модель, объективно описывающую образование структурных )ставляющих сталей, и базируясь на уравнениях механики сплошных сред, определяется отряженное состояние детали для любого момента времени процесса термической

обработки. Для численного моделирования процесса термической обработки необходимо знание ряда специальных физико-механических свойств сталей: температурные зависимости относительных деформаций при реализации перлитного, бейнитного и мартенситного превращений; релаксационные свойства сталей в различных структурных состояниях; температурные зависимости прочностных характеристик различных структурных составляющих сталей; изменение предела текучести в процессе фазовых превращений и т.д. Адекватность модели режима термообработки стальных деталей в большой степени определяется полнотой используемого в расчетах комплекса физико-механических свойств сталей.

Анализируя влияние температурно-временных параметров термообработки, степени легирования применяемой стали на получаемое распределение структур и напряженное состояние крупной детали, методами решения экстремальных задач выбирается наиболее рациональный режим термоупрочнения.

Для осуществления разработанных режимов необходимо создание специализированного термического оборудования, применение которого позволит существенно повысить качество упрочняемых крупных деталей.

Пель работы. Целью настоящей работы является решение научно-технической проблемы повышения качества крупногабаритных изделий из высокопрочных сталей путем создания современных технологий термической обработки на основе изучения и моделирования фазовых и структурных превращений и разработки составов сталей.

Для достижения цели были поставлены и решены следующие задачи: создание и исследование новых композиций сталей повышенной конструктивной прочности для крупного инструмента горячего деформирования;

- теоретическое и экспериментальное обоснование закономерностей фазовых и структурных превращений в конструкционных и инструментальных сталях;

- установление основных закономерностей влияния температурно-временных параметров режимов термической обработки на эксплуатационные свойства крупных деталей;

расчетно-экспериментальное моделирование температурного, структурного и напряженного состояния крупных деталей при термической обработке на основе изучения комплекса физико-механических свойств экспериментальных и применяемых сталей;

разработка оптимальных режимов термической обработки крупных деталей на основе численного моделирования;

создание специализированного термического оборудования для осуществления оптимальных технологий термообработки крупных деталей. Гаучная новизна результатов диссертационной работы состоит в следующем: . Разработаны новые композиции сталей для инструмента горячего деформирования, обеспечивающие в деталях больших сечений повышенный уровень механических свойств.

. Предложен общий алгоритм аналитического описания структурных превращений в конструкционных и инструментальных сталях, позволяющий прогнозировать кинетику распада переохлажденного аустенита для различных условий термической обработки, уровня легирования, структурных факторов. Установлено немонотонное закономерно-периодическое изменение скорости перлитного и бейнитного превращений в конструкционных и инструментальных сталях в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении. . Для широкого круга конструкционных и инструментальных высокопрочных сталей обобщена совокупность физико-механических свойств, необходимых для расчета температурного, структурного и напряженного состояний крупных деталей при термической обработке.

Установлены закономерности влияния на термонапряженное состояние, твердость и глубину рабочего слоя крупных деталей из высокопрочных сталей температурно-временных параметров традиционных видов термообработки, термообработки с применением градиентного нагрева, с использованием водовоздушного охлаждения. . Расчетно-экспериментальными исследованиями обосновано технологическое обеспечение проектирования и создание серии специализированных агрегатов типа "СТАРТ" для термообработки с использованием градиентного нагрева крупных валков, а также широкой гаммы установок водовоздушного охлаждения для закалки крупных штампов, дорнов, поковок.

[рактическая ценность н результаты внедрения. Основные научные положения иссертации легли в основу разработок составов сталей новых композиций и режимов кончательной термической обработки крупных деталей. Реализация работы осуществлялась о следующим направлениям:

Стали 70Х2МФБ, 55Х2МФБ, Э4ХЗМФРТ, составы которых защищены авторскими свидетельствами, внедрены на предприятиях тяжелого машиностроения и черной металлургии в качестве материала для инструмента горячего деформирования по ТУ 14-19-93-90 - штампов молотовых и прессовых на АО «Уралмаш», выгибных и

формообразующих штампов колесопрокатного стана на Нижне-Тагильском металлургическом комбинате, штамповых вставок для горизонтально-ковочной машины и пресса усилием 25 МН на Ново-Краматорском машиностроительном заводе, штампов для труднодеформируемых цветных сплавов на Екатеринбургском заводе ОЦМ.

2. Сконструирован ряд специализированных установок водовоздушной закалки изделий из инструментальных марок сталей различного назначения - штампов массой до 8 тонн, втулок контейнеров диаметром до 700 мм для Верхне-Салдинского металлургического производственного объединения; дорнов диаметром 210...390 мм, длиной 6000 мм для Северского трубного завода; созданы промышленные стенды для отработки конструкций форсуночных устройств и основных этапов технологии водовоздушной закалки.

3. Разработаны производственные технологии окончательной термообработки крупных деталей из конструкционных и инструментальных высокопрочных сталей, позволяющие получить наиболее высокий уровень механических свойств при благоприятном распределении временных и остаточных напряжений по сечению. Предложенные режимы термической обработки крупных деталей защищены 4 авторскими свидетельствами.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на следующих конференциях и симпозиумах: Республиканской научно-технической конференции «Легирование и свойства сталей и сплавов» (Киев, 1980 г.); V Всесоюзном совещании по взаимодействию между дислокациями и атомами примесей и свойствам сплавов (Тула, 1982 г.); Всесоюзном семинаре «Теплофизические основы и оптимизация технологических процессов термической обработки изделий энергомашиностроения» (Киев, 1983 г.); Всесоюзной научно-технической конференции «Экономия металла и энергии на основе прогрессивных процессов термической и химико-термической обработки» ( Пенза, 1984 г.); III Всесоюзной конференции по расчетам на прочность металлургических машин (Москва, 1985 г.), Всесоюзной научно-технической конференции «Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработок деталей машин и инструмента» ( Махачкала, 1989 г.); Всесоюзной научно-технической конференции «Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической обработки в машиностроении и металлургии» (Новокузнецк, 1991 г.); VII Международном конгрессе «М0т0-90» (Москва, 1990 г.); VII-XI, XIV Уральских школах металловедов-термистов (Свердловск, Пермь, Ижевск, 1981...1998 гг.); Международном симпозиуме «Materials

геек'96» (Цинциннати, 1996 г.); Международной конференции «Synthesis, processing and modelling of advanced materials» (Париж, 1997 г.); V Российско-китайском международном импозиуме «Фундаментальные проблемы создания новых материалов и технологий XXI ека» (Байкальск, 1999 г.); Международной конференции «Пластическая, термическая и ермомеханическая обработка современных металлических материалов» (Санкт-Петербург, 999 г.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 36 работ, в том меле 8 авторских свидетельств.

Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, семи глав, аключения. Работа изложена на 205 страницах машинописного текста, содержит 136 тсунков, 18 таблиц, список литературы из 303 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении изложена общая характеристика работы, обоснована актуальность, формулирована цель работы.

ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЯ

Анализ составов применяемых марок сталей в нашей стране и за рубежом для [роизводства крупного инструмента горячего деформирования показал, что поиск новых 1арок сталей для крупных опорных валков, штампового и прессового инструмента, бладающих высокими эксплуатационными свойствами, может быть осуществлен на базе сследования доэвтектоидных и эвтектоидных хромомолибденовых сталей, дополнительно егированных ванадием, ниобием, титаном, бором. Повышение теплостойкости, рокаливаемости, стойкости к росту аустенитного зерна достигается оптимальным оотношением данных легирующих элементов.

При термической обработке крупных деталей (и инструмента в том числе) возникает роблема разработки технологий оптимального нагрева и охлаждения деталей, поскольку в рактике термоупрочнения нередки случаи разрушения массивных изделий как на стадии ермообработки, так и по ее окончании от высоких временных и остаточных напряжений.

Существующие методы априорной оценки получаемых механических свойств и апряженного состояния крупных стальных деталей в процессе и по окончании режима ермообработки большей частью носят качественный характер, не позволяя количественно

оценить влияние температурно-временных режимов термической обработки и физико-механических свойств сталей различных марок на комплекс получаемых свойств. Анализ структурного состояния по сечению термообработанной детали на основе термокинетических и изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита дает лишь общую картину наиболее вероятного существования той или иной структурной составляющей, не позволяя заранее рассчитать количественное соотношение структурных составляющих по сечению детали в зависимости от выбранного режима охлаждения. Практически не решен вопрос возможности применения нетрадиционных способов термообработки, включающих неполную аусгенитизацию (например, градиентный нагрев), закалку в нескольких средах (вода - масло) или в среде с регулируемой интенсивностью охлаждения на свойства и напряженное состояние крупных деталей различного сечения из применяемых и перспективных марок сталей.

Для достоверной численной оценки влияния данной совокупности факторов необходимо создание адекватной модели протекающих фазовых превращений в деталях из применяемых и перспективных марок сталей. Уточненный расчет фазовых превращений позволяет не только оценить распределение структурных составляющих по сечению детали, но также дает возможность провести корректный расчет напряженно-деформированного состояния при термической обработке стальной детали. Соответственно для осуществления данных расчетов необходимо экспериментально получить комплекс специальных температурно-зависимых физических и механических свойств сталей.

С помощью расчетной модели, адекватно отражающей основные моменты термической обработки, возможна численная оптимизация режимов и создание технологий, обеспечивающих получение наиболее высокого комплекса механических свойств при минимальном уровне временных и остаточных напряжений в крупных деталях. Наряду с оптимизацией традиционно применяемых технологий термоупрочнения, численные методы моделирования дают возможность разработки и оценки принципиально новых технологий термической обработки применительно к крупным деталям, включающих градиентный нагрев (неполную аусгенитизацию объёма детали), регулируемое охлаждение при закалке, рациональное изменение процесса отпуска.

Полученные расчетным путем оптимальные технологии термической обработки крупных деталей реализуются с помощью специально созданных водовоздушных закалочных устройств, разработка конструкций которых представляет самостоятельную техническую и научную задачу. Технические требования к конструкциям охлаждающих устройств обоснованы расчетами режимов термической обработки широкого круга

обрабатываемых деталей различных сечений из конструкционных и инструментальных чарок сталей с целью получения заданного комплекса свойств.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.

В работе исследованы две группы сталей- инструментальные стали и конструкционные {ромоникельмолибденовые стали. Составы сталей приведены в таблице.

Выплавку промышленных плавок сталей марок 55Х2МФБ, 70Х2МФБ, 60ХН, 9ХФ, ЗХ2МФ, 34Х4МФРТ, 38ХНМ, 38Х2НМ, ЗвХНЗМФ - З8ХНЗМФС2 (всего 22 плавки) эсуществляли в мартеновских и электродуговых печах с основной футеровкой. Плавку ггалей, ковку и термообработку промышленных поковок проводили по существующим режимам заводов-изготовителей.

Кинетика роста зерна аустенита изучена на отожженных образцах вакуумно-гермическим травлением в интервале температур 900...1150°С. По результатам измерений <орд построены гистограммы распределения зерен по размерам методом стереологическон реконструкции.

Изучение микроструктуры проводили в светлом поле на металлографических микроскопах ММР-4, "КеорЬо1-2» и "Эпикванг". Выделение карбидной фазы из исследуемых эбразцов осуществляли электролитическим методом. Количество железа, хрома, молибдена, ванадия, ниобия в осадке определяли фотоколориметрическим методом.

Рентгеноструктурный анализ осуществляли на дифрактометрах типа «ДРОН-4». Ошибка в определении периода кристаллической решетки карбидов, аустенита, феррита гоставляла 0,0002 нм, интегральную ширину линий измеряли с точностью 0,02 град.

Кинетику образования второй фазы при непрерывном нагреве и охлаждении исследовали реттеноструктурным и дилатометрическим методами. Построение гермокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита и определение критических точек при нагреве и охлаждении осуществляли с помощью дилатометров :<1лп5а1г», ЬК-02 и дилатометра электронно-механического типа с коэффициентами увеличения 1000, 2000, 3500 соответственно.

Экспериментальное моделирование режимов термообработки осуществляли на гпециально разработанной установке, позволяющей воспроизвести на образцах этноснтелыю небольшого сечения (100...300 мм2) нагрев и охлаждение крупной поковки. Способ прогнозирования режимов термической обработки крупногабаритных изделий из

перспективных и применяемых сталей, воспроизводимый на данной установке, защищен авторским свидетельством.

Химический состав исследованных сталей (в весовых процентах)

N сост. Марка стали С Si Mil Cr Mo V Nb S P

1 55Х2МФ 0,56 0,32 0,61 1,86 0,51 0,27 - 0,019 0,021

2 55Х2МФ1 0,55 0,34 0,61 1,85 0,52 0,47 - 0,018 0,021

3 55Х2МФ1Б 0,54 0.33 0,61 1,82 0,52 0,47 0,10 0,019 0,021

4 55Х2МФБ 0,56 0,28 0,60 1,95 0,55 0,25 0,11 0,013 0,013

5 70Х2МФ 0,74 0,32 0,58 1,91 0,56 0,22 - 0,022 0,019

6 70Х2МФ1 0,74 0,32 0,54 1,90 0,54 0,50 - 0,021 0,021

7 70Х2МФБ 0,68 0,28 0,62 2,02 0,47 0,27 0,09 0,020 0,016

8 70Х2МФ1Б 0,74 0,35 0,56 1,83 0,56 0,52 0,11 0,017 0,019

N сост. Марка стали С Si Mn Cr Mo V Ti S P В

9 40Х5МФ 0.43 0.33 0.53 4.96 0.29 0.1 - 0.006 0.026 -

10 40ХЗМФ1 0,40 0,36 0,63 2,73 0,27 0,38 - 0,008 0,023 -

11 20ХЗМФ 0,20 0,44 0,70 2,45 0,29 0,09 - 0,009 0,034 -

12 20ХЗМ1Ф1 0,19 0,34 0,73 2,65 0,68 0,41 - 0,006 0,041 -

13 20Х5МФ1 0,23 0,39 0,68 4,64 0,26 0,39 - 0,005 0,020 -

14 40ХЗМ1Ф 0,41 0,42 0,64 2,72 0,75 0,09 - 0,005 0,025 -

15 20Х5М1Ф 0,24 0,42 0,61 4,69 0,71 0,07 - 0,006 0,028 -

16 34Х4МФРТ 0,32 0,34 0,40 3,96 0,26 0,20 0,04 0,023 0,028 0,006

N сост. Сталь С Ni Mo Cr Mn Si P S V

17 38ХНЗМФ 0,36 3,12 0,23 1,01 0,31 0,36 0,01 0,014 0,11

18 38ХЮМФС 0,38 3,10 0,21 0,94 0,25 0,85 0,011 0,013 0,12

19 38ХНЗМФС1.5 0,39 3,12 0,22 0,91 0,28 1,54 0,009 0,013 0,13

20 38ХЮМФС2 0,40 3,11 0,24 0,90 0,31 2,00 0,012 0,014 0,12

21 38XHM 0,39 0,74 0,26 1,10 0,65 0.26 0,012 0,014 —

22 38X2HM 0,36 0,90 0,26 2,11 0,77 0,26 0,017 0,019 —

23 38X3 HM 0,38 0,78 0,25 2,81 0,73 0,28 0,011 0,009 —

24 38Х2Н4М 0.39 3,68 0,24 2,08 0,74 0,28

25 38Х2Н2М 0,40 1,73 0,25 2,10 0,75 0,27 0,018 0,018 -

Механические свойства при комнатной и повышенных температурах исследовали с помощью испытательных машин ИМ-4Р, Р12, "INSTRON" модели 1251, маятникового копра МК-30А.

Предел текучести сталей в области фазовых превращений определяли при непрерывном

эхлаждении на установке программированного термомеханического нагружения разработки МГТУ им. Н.Э. Баумана.

Испытания на релаксацию проводили на кольцах равного сечения в соответствии с ГОСТ 20007-83, а также на трубчатых образцах на установке программируемого гермомеханического нагружения. Точность поддержания температуры составляла ±10°С, точность определения напряжений ±0,1 МПа.

Расчет термонапряженного состояния валков и деталей цилиндрической формы производили по универсальной программе расчета температурных полей и напряжений на базе аналитической методики Н.П. Морозова. Программа включает в себя блок расчета температурных и структурных полей с учетом кинетики фазовых превращений, блок определения относительных деформаций и механических свойств стали и блок расчета напряжений и деформаций. Решение задачи осуществляли методом конечных разностей.

Для проведения расчетов в программу введена информация о комплексе физико-механических и специальных свойств конкретных сталей, большей частью определенных в настоящей работе: термокинетические и изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита для различных условий аустенитизации; прочностные свойства сталей с различной структурой при комнатной и повышенных температурах; температурные зависимости теплофизических свойств; кинетика распада переохлажденного аустенита; относительные деформации различных структурных составляющих при нагреве и охлаждении; релаксационные свойства сталей.

Данные свойства, на которые ориентирована программа, представлены в ней в виде массивов или аналитических зависимостей.

Компьютерная программа реализована на алгоритмическом языке ФОРТРАН и адаптирована для ШМ PC. Оценка достоверности расчета термонапряженного состояния проведена путем сравнения расчетных и экспериментальных эпюр остаточных напряжений для опорного валка горячей прокатки диаметром 1520 мм из стали 9ХФ, подвергнутого нормализации и высокому отпуску. Удовлетворительное соответствие результатов расчета и эксперимента (максимальная относительная погрешность составила 15%) свидетельствует о достаточной достоверности расчетов по разработанной программе.

Обработку результатов экспериментов проводили на компьютере с помощью электронных таблиц типа Excel или SuperCalc, а также по специальным программам (определение доли распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении, расчетное построение изотермических диаграмм и т.д.). Численное дифференцирование экспериментальных кинетических кривых образования второй фазы и проведение

статистического анализа данных осуществлено с помощью пакетов программ STATGRAPHICS 2.1 и STATISTICA 5.0.

РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ СТАЛЕЙ ДЛЯ КРУПНОГО ИНСТРУМЕНТА ГОРЯЧЕГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

В данном разделе рассматривается влияние легирующих элементов на формирование комплекса механических и физических свойств сталей, применяющихся для производства крупного инструмента горячего деформирования. Приведены результаты исследования склонности к росту аустенитного зерна, устойчивости переохлажденного аустенита в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении, реттеноструктурного и химического анализов специальных карбидов, влияния температурно-временных параметров закалки и отпуска на комплекс механических свойств сталей.

Изучение сталей при непрерывном охлаждении из аустенитного состояния показало, что стали типа 55Х2МФ (составы 1-4) характеризуются примерно одинаковой устойчивостью переохлажденного аустенита, независимо от уровня легирования. В сталях типа 70Х2МФ наблюдается повышение устойчивости переохлажденного аустенита с увеличением степени легирования ванадием и ниобием. Для температуры аустенитизации 1000°С в стали 70Х2МФ (состав 5) распад по перлитной ступени наблюдается при скорости охлаждения 5°С/мин, тогда как в стали 70Х2МФ1Б (состав 8) - при скорости охлаждении 2°С/мин. Отмечено, что уменьшение содержания углерода в исследованных сталях от 0,7 до 0,5% приводит к увеличению устойчивости переохлажденного аустенита в перлитной области.

Прокаливаемость сталей 70Х2МФ1Б и 55Х2МФБ (составы 8 и 4), определенная на образцах 0 80 мм, длиной 200 мм (методом Немчинского) при торцовой закалке водой, составляет 150 и 100 мм соответственно, что в 4...6 раз превышает прокаливаемость применяемых для изготовления крупных валков сталей 9ХФ и 75ХМ.

При одинаковой температуре аустенитизации для сталей 20X3МФ - 20Х5М1Ф (составы 11-13, 15) повышение уровня легирования хромом, молибденом, ванадием уменьшает критическую скорость распада аустенита по диффузионной ступени, тогда как для сталей 40ХЗМФ - 40Х5МФ1 (составы 9, 10,14) с повышением содержания ванадия наблюдается некоторое уменьшение устойчивости аустенита.

Установлено, что в исследованных сталях с повышенным содержанием углерода при охлаждении из аустенитной области выдержка в интервале температур относительной

стойчивости аустенита (500...580°С) способствует выделению специальных карбидов типа 1С и М7С3. Аустенит при этом обедняется углеродом, и образующийся при последующей акалке мартенсш' обладает меньшей степенью тетрагональное™, а следовательно, меньшим ровнем структурных закалочных напряжений. Например, степень тетрагональное™ иртенсита закаленной стали 70Х2МФ1Б (состав 8) после выдержки при 550°С в течение . часов уменьшилась от 1,024 до 1,016. Это дает возможность увеличить глубину акаленного слоя детали, одновременно уменьшив уровень закалочных напряжений. Данный пособ термической обработки крупных деталей защищен авторским свидетельством.

Легирование сталей ниобием уменьшает интенсивность роста зерна. Для сталей типа '0Х2МФ прослеживается тенденция уменьшения роста размера зерна с увеличением степени гегирования, тогда как в сталях типа 55Х2МФ (составы 1-4) наибольшего размера достигает ;устенитное зерно стали 55Х2МФ1, содержащей повышенное количество ванадия (состав 2). )то объясняется интенсивной коагуляцией частиц карбида ванадия при температурах выше 000°С и подтверждается уменьшением ширины дифракционных линий карбида ванадия ггали 55Х2МФ1 (состав 2) по сравнению с 55Х2МФ (состав 1).

Введение в стали типа 20ХЗМФ - 40Х5МФ ванадия до 0,4% в 1,5 . 2 раза уменьшает ¡редний размер аустенитного зерна при температурах более 1000°С (от 24 мкм до 12 мкм), ~огда как легирование сталей данной группы молибденом до 0,6% в присутствии тониженного до 0,1 % содержания ванадия резко усиливает рост аустенитного зерна в йнном температурном интервале ( от 16...18 мкм до 30...70 мкм).

С увеличением температуры закалки становятся более значимыми различия между «следованными сталями по теплостойкости от температуры и времени выдержки. При (акалке от 1050°С в сталях, содержащих повышенное количество карбидообразующих (леменгов, происходит замедление разупрочнения в интервале температур отпуска Ю0...600°С. После выдержки 32 ч при температуре отпуска 550°С твердость стали 70Х2МФ1Б составляет 48 НК.С, стали 40ХЗМФ1 - 40 ШС, что на 6 . 9 ед. НЯС превышает твердость сталей, применяемых в настоящее время для изготовления инструмента горячего деформирования.

Установлено, что введение ниобия в исследованные стали (составы 1-8) позволило повысить прочностные и пластические характеристики за счет измельчения аустенитного зерна - увеличилось относительное сужение стали 70Х2МФ1Б в улучшенном состоянии с 7,5 до 13%, возрос предел текучести с 1560 до 1740 МПа. В сталях типа 55Х2МФ возрастание содержания ванадия увеличивает на 40...100 МПа предел текучести сталей. При этом уменьшаются пластические свойства: на 1...1,5% относительное удлинение и на З...6%

относительное сужение (в абсолютных %). Легирование данных сталей ниобием в количестве 0,08...0,12% повышает пластические свойства на 1..3% при сохранении на прежнем уровне прочностных свойств.

Для сталей типа 20ХЗМФ - 20Х5М1Ф1 получены уравнения регрессии, связывающие содержание легирующих элементов в стали с твердостью после закалки от 1000°С (уравн.(1)), максимальной температурой отпуска для получения твердости 325 НВ (уравн.(2)), твердостью после отпуска 600°С (уравн.(З)).

НВ = 263 + 660С + ЮСг - 54V ( кг/мм2 ) , (1)

t З25нв = 438 + 270 С + 5 Сг + 66Мо + 140 V (°С), (2)

НВ60о= 180+ 360 С+170 V + 82MO (кг/мм2). (3)

Для сталей 40ХЗМФ - 40Х5М1Ф также получены уравнения регрессии, связывающие комплекс механических свойств с составом сталей. Показано, что на основании полученных уравнений для заранее определенного уровня пластических свойств возможно произвести выбор наиболее рационального состава стали с максимально возможными прочностными характеристиками.

ВЫБОР МОДЕЛИ ДЛЯ ОПИСАНИЯ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ

В данном разделе работы приведены результаты по феноменологическому описанию процесса распада переохлажденного аустенита среднеуглеродистых Cr-Ni-Mo - сталей, учитывая общепринятые подходы к фазовым превращениям как процессам кристаллизации.

Общепринято кинетику распада аустенита как функции времени г описывать уравнением Аврами (уравн.(4)) или Остина-Риккета (уравн.(5))

/7 = 1- ехр (- fc(Г) ■ г " ) ', (4)

/> = l-{[*(7>r]"+l}~1, (5)

где р- доля распада, к - температурно-зависимый множитель, п - показатель степени.

Показано, что для описания температурной зависимости кинетики распада аустенита конструкционных сталей по диффузионной ступени предвременной множитель к уравнения Аврами можно представить как функцию от температуры изотермической выдержки Т и переохлаждения AT относительно равновесной температуры, принимаемой для сталей Aci, ( переохлаждение AT = Т - (Aci+273)) :

к = АТ3 ехр/Д0--(6)

0 Т(АТ)2 Т ) '

где Во, В[, Вг - коэффициенты, зависящие от легирования стали.

Для среднеуглеродистых хромоникельмолибденовых сталей получены зависимости вменения коэффициента к уравнения Аврами по результатам экспериментов «отермического распада переохлажденного аустенита сталей составов 38ХНМ - 38Х2Н4М табл.1, составы 21-25) для области температур перлитного превращения. Коэффициенты Во, 3[, Вг, а также изменение показателя степени п для исследованных сталей были объединены в двумерные массивы от содержания Сг и №.

На основании полученных зависимостей коэффициентов В( и п от легирования сталей тостроены расчетные изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита ¡реднеуглеродистых Сг-№-Мо сталей, легированных хромом и никелем в различных :оотношениях (рис.1). Расчетные диаграммы показали удовлетворительное совпадение с жепериментальными данными.

1?С

700

еоо

500

№ 703

600

500

700 600 500

I с С*1 — —

—^

захгнм

1д т

Р Ч С

% , N Чп

\ \

700

600

500

1д т

2

Э8ХЗНМ

1д т

С <

V

6

1д т

?ис.1. Изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита сталей 38Х2Н4М,

58ХНЗМ,38Х2НМ, Э8ХЗНМ. Сплошные линии - расчет по уравнениям (4), (6),--То,о1,

- - То,99, О - экспериментальные точки.

2

А

5

А

Исследованиями кинетики распада переохлажденного аустешгта установлено закономерное квазипериодическое немонотонное изменение скорости распада во времени. Так, для стали 38ХЭНМ в течение изотермической выдержки при 670°С изменение скорости фазового превращения носит явно бимодальный характер, на фоне которого происходят менее масштабные квазипериодические осцилляции скорости образования перлита (рис.2). Многократное повторение опьгга для одних и тех же условий выявило высокую повторяемость наблюдаемого эффекта. На рис.2 приведены крайние значения из наблюдаемых зависимостей скорости, при этом величина инкубационного периода от опыта к опыту меняется в несколько раз ( для наглядности временные оси смещены относительно друг друга для приведенного ряда параллельны* опытов).

Подобные осцилляции скорости образования перлита во времени отмечены также для инструментальных сталей типа 70Х2МФ в течение изотермической выдержки в интервале температур 640..690°С.

Рис.2. Зависимость скорости распада переохлажденного аустенита стали 38X3НМ от времени 0 щ^. 1ыд. = 670°С). Два опыта для идентичных условий

Проведение статистического анализа временных рядов автокорреляционными функциями с высокой степенью достоверности (доверительная вероятность р = 0,98 ...0,99 для трех статистических тестов на регулярность) показало наличие квазипериодических малоамплитудных осцилляции скорости распада (с периодом до 0,08...0,15 длительности процесса) для инструментальных и конструкционных сталей.

¿р/ЛхЮ5 . с"1

Можно говорить о присущем определенной марке стали и температурно-временным условиям термической обработки спектре элементарных процессов распада, протекающих в микрообъемах и складывающихся в суммарный наблюдаемый макропроцесс распада аустенита, в целом не описываемый уравнениями (4), (5) .

В первом приближении можно объяснить наличие автоколебаний проявлением обратной отрицательной связи, периодически уменьшающей скорость образования перлита. В основе такой обратной связи может лежать эффект выделения тепла в процессе фазового превращения, локально повышающий температуру микрообъема, где происходит превращение, и приостанавливающий процесс. Другим эффектом, оказывающим тормозящее действие на фазовое превращение, может быть возникновение определенного уровня сжимающих напряжений в аустените в окрестности превращенного микрообъема перлита.

По аналогии с осцилляциями, наблюдающимися в определенных химических реакциях типа реакций Белоусова - Жаботинского, можно формально, используя подход И.Пригожина, представить процесс элементарного акта фазового превращения как цепочку элементарных реакций, в ходе которых образуется фаза, являющаяся катализатором для следующих реакций. Определенному физическому механизму протекания распада, например, с участием атомов железа, углерода, легирующих элементов, свободных вакансий и комплексов вакансия - атом легирующего элемента, вакансия - атом углерода будет соответствовать своя функция изменения скорости процесса, своя система элементарных реакций. Подобрав соответствующие граничные и начальные условия, в ходе решения системы соответствующих дифференциальных уравнений можно получить решение, в которое осцилляции войдут как неотъемлемая, внутренне присущая часть процесса фазового превращения.

Варьированием размера аустенитного зерна среднеуглеродистых Сг-№-Мо сталей методом термоциклирования в интервале температур 900...670°С показано, что наблюдаемое изменение объемной скорости распада является суммарным для нескольких одновременно протекающих процессов. С измельчением аустенитного зерна (увеличением количества перекристаллизаций) наблюдается относительное перемещение максимумов скорости распада (рис.3). Установлено, что в координатах 1п(-1п(1-р)) - 1пт кинетическая кривая остается сигмоидальной, а величина показателя степени п от логарифма времени немонотонно изменяется по кривой с максимумом.

¿р/ЛхЮ , с' 200

500 10оо г с

Рис.3 Изменение скорости процесса распада переохлажденного аустенига стали 38Х2НМ в течение изотермической выдержки при 670°С после трех-(а) и шестикратной (б) перекристаллизации в интервале температур 670...900°С

Методом численного моделирования установлено, что аналогичный вид имеют зависимости объемной скорости превращения при представлении процесса распада как суммарного из двух (или более) процессов с различной кинетикой, каждый из которых точно описывается соответствующим уравнением Аврами или Остина-Риккета с целочисленными и независящими от времени показателями степени п.

Стереологической реконструкцией размера аустенитных зерен конструкционных сталей в зависимости от количества циклов при термоциклировании показано, что соотношение выделяющихся объемов перлита по разной кинетике распада (определяемых по площади ликов скорости) в первом приближении пропорционально отношению объемов, занимаемых зернами различного размера.

Изучением кинетики изотермического бейнитного превращения в среднеуглеродистых Сг-Мо-БьУ сталях в интервале температур 220...420°С установлено, что при температуре изотермической выдержки ниже точки начала мартенситного превращения в

хромоникельмолибденовых сталях протекает бейнптное превращение, кинетика которого несущественно отличается от кинетики бейнитного распада при температурах выше мартенситной точки.

Показано, что с уменьшением размера аустенитного зерна среднеуглеродистых конструкционных сталей изменяется кинетика распада переохлажденного аустенита по бейнитной ступени: скорость фазового превращения уменьшается, увеличивается величина инкубационного периода. Уменьшение среднего размера аустенитного зерна Cr-Ni-Mo сталей с 52 мкм до 12 мкм приводит к увеличению времени образования 1% бейнита в 3...4,5 раза.

Как и в случае перлитного превращения, для бейнитного распада переохлажденного аустенита отмечены малоамплитудные осцилляции скорости, отражающие наличие широкого энергетического спектра мест зарождения. Для данного типа превращения изменение показателя степени п в уравнении (4), (5) от логарифма времени также носит немонотонный характер. Это свидетельствует об одновременном протекании нескольких элементарных процессов распада аустенита с существенно различной кинетикой, каждый из которых описывается своими численными параметрами пик.

Для описания фазового превращения предложено модифицированное уравнение Остина-Риккета, в котором каждый из m элементарных процессов распада аустенита характеризуется собственными значениями кинетических параметров кип:

Аппроксимация экспериментальных зависимостей бейнитного и перлитного превращений подобного вида функцией при условии целочисленного или кратного 1/2 изменения показателя степени п; позволяет с высокой степенью адекватности описать наблюдаемые процессы распада переохлажденного аустенита. При этом значения показателя степени п варьируются от 1 до 4.

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ВЛИЯНИЯ ПАРАМЕТРОВ ОКОНЧАТЕЛЬНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ КОМПЛЕКСА СЛУЖЕБНЫХ СВОЙСТВ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ДЕТАЛЕЙ

m

1

(7)

Для определения расчетным путем напряженно-деформированного состояния детали в процессе термообработки необходима информация о комплексе специальных физико-механических свойств материала, включающая термокинетические и изотермические

диаграммы распада переохлажденного аустенита для различных условий аустенитизации; прочностные свойства сталей с различной структурой при комнатной и повышенных температурах; температурные зависимости теплофизических свойств; кинетику распада переохлажденного аустенита; относительные деформации различных структурных составляющих при нагреве и охлаждении, релаксационные свойства сталей в различных структурных состояниях. Ряд свойств, учитываемых в программе расчета и принципиально влияющих на получаемый результат, в справочной литературе отсутствует. Это потребовало проведения большого объема экспериментальных работ.

Разработаны методики и экспериментально получен комплекс специальных свойств для широкого круга инструментальных и конструкционных марок сталей: 9ХФ, 9Х2МФ, 60ХН, 5ХНМ, 75ХМ, 75ХГНМФ, 55Х2МФБ, 70Х2МФ1Б, 38ХНМ, 38ХНЭМФ, 38Х2НМ, З8ХЗНМ, 25Х2МФ, 4Х5МФС, 34Х4МФРТ.

В частности, получены аналитические зависимости, связывающие долю распада аустенита и предел текучести второй фазы во время фазового превращения:

°^,щ,)=етл+а"п<Б\атА Р1(Б)(<) (МПа) , (8)

Р и

где аш а->н(б) - предел текучести в процессе превращения; ащщв) - предел текучести стали со структурой перлита (бейнета) по окончании у —>а превращения; ат а - предел текучести стали в аустенитном состоянии перед началом превращения; рпда0 - доля продуктов распада по перлитной (бейнитной) ступени после завершения превращения; Рп(Б)(0 - текущая доля продуктов распада аустенита в зависимости от температуры.

Определены релаксационные свойства сталей с различными структурами как в изотермических условиях, так и при переменной температуре и изменяющейся нагрузке. Построены температурные зависимости относительных деформаций при нагреве до аустенитного состояния и реализации перлитного, бейнитного, мартенситного превращений при охлаждении. Получены термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита для различных температурно-временных параметров аустенитизации и исходного структурного состояния широкого круга сталей.

Расчетным путем проведена сравнительная оценка термонапряженного состояния и служебных свойств крупных деталей (опорных роликов диаметров до 2 м из стали 70Х2МФ1Б, втулок контейнеров диаметром до 700 мм из 5ХНМ) при нормализации, закалке в воду или масло после объемного нагрева.

Применение нормализации после объемного нагрева опорного ролика реализует скорость охлаждения поверхности бочки 200°С/час, что приводит к получению структуры

пластинчатого перлита с твердостью не более 260...280 НВ на стали 70Х2МФ1Б.

Увеличение скорости охлаждения с помощью вентиляторного обдува (скорость движения воздуха 10...20 м/с) несущественно влияет на охлаждение поверхностных слоев ролика. При этом твердость на поверхности бочки несколько повышается (до 320...330 НВ) за счет частичной реализации (до 15...20%) бейнитного превращения.

Объемная закалка в воду, по результатам расчетов, позволяет получить твердость на поверхности бочки ролика около 550 НВ при глубине слоя 260 мм (до твердости 350 НВ). Но интенсивность напряжений в сечении при этом достигнет величины более 1000 МПа, что значительно выше предела текучести стали. Столь жесткое охлаждение неизбежно приведет к пластической деформации металла и высокой вероятности разрушения детали во время закалки. В случае замены воды маслом уровень временных напряжений в зоне осевого канала остается высоким - порядка 700 МПа. Следовательно, окончательная термическая обработка столь массивной детали как ролик, проводимая традиционными методами после объемного нагрева, не в состоянии обеспечить требуемый комплекс свойств.

Проведена серия расчетов по определению структурных полей, распределения твердости и временных напряжений по сечению втулки контейнера, представляющей собой толстостенную трубу наружным диаметром 700 мм и осевым каналом диаметром 200 мм. Рабочей является внутренняя поверхность осевого канала.

При закалке в масло расчетная твердость на вну1ренней поверхности 430 НВ, на наружной - 448 НВ. На поверхности втулки формируются сжимающие напряжения (примерно 600 МПа), на глубине 60 мм переходящие в растягивающие в центральной части сечения, а на внутренней поверхности втулки формируются невысокие напряжения сжатия. В структуре присутствует 1...20% перлита, до 7...10% мартенсита, 73...92% бейнита (рис.4). Максимальные временные растягивающие напряжения, достигаемые за время охлаждения в масле, составляют 360 МПа. Величина временных напряжений возрастает с увеличением продолжительности выдержки в масле по окончании фазовых превращений.

Закалка в воду после объемного нагрева приводит к формированию более высокого комплекса свойств, по сравнению с закалкой в масло, и к большему уровню напряжений. К 14 минуте достигается уровень временных напряжений 360 МПа, максимальный при закалке в масло, температура наружной поверхности составляет 220°С, в структуре - до 90% мартенсита. На внутренней поверхности втулки образуется до 2% перлита, температура к 14 минуте охлаждения - 480°С. С увеличением времени выдержки в воде растягивающие напряжения возрастают и для остановки этого процесса следует прекратить охлаждение в воде, вынув втулку на воздух. В результате выравнивания температуры по сечению при

Р;

0.8

0.6 0.4 0.2 0

Б' /'

уИВ

/ /П

„ п/

НВ.^2 800 600 400 200

а)

МПа

800

400

-400

У -«с ■ \в ^О .2

* -4

X - -во.]

б- *

Ч

3»== ✓*

тгъ ."1б"а /яге

\

Г,м

б)

Рис.4. Распределение по сечению втулки на 120 минуте закалки в масло: а) температуры (0, твердости (НВ), доли структурных составляющих (р); б) временных напряжений (аь ся, Се), интенсивности напряжений (о;), предела текучести (аод)

охлаждении детали на воздухе происходит повышение температуры наружной поверхности до 360°С и поверхности осевого канала до 570°С, уменьшение растягивающих напряжений до 220...240 МПа. Повторное «купание» втулки в воде для реализации мартенситного превращения на рабочей поверхности после 10 -минутной выдержки на воздухе приводит к резкому возрастанию растягивающих напряжений за 1...2 минуты, превышению ими критического уровня и высокой вероятности разрушения детали.

Установлено, что различные варианты прерванного охлаждения в воде ( 2-х, 3-х, 4-х кратное погружение) не способны обеспечить существенного увеличения твердости поверхности осевого канала и получения благоприятной эпюры временных и остаточных напряжений.

Существенно не увеличивает твердость и закалка втулки через воду в масло - в структуре на рабочей поверхности получается до 8...10% мартенсита, остальное - бейнит, твердость составляет 450...455 НВ, уровень максимальных растягивающих напряжений порядка 380...400 МПа. Следовательно, для получения мартенситнон структуры в данной области сечения необходимо более интенсивное регулируемое охлаждение в период закалки, например, водяным спрейером или, несколько более мягкое, водовоздушное охлаждение.

Очевидно, что увеличению скорости охлаждения детали будет способствовать уменьшение ее теплосодержания за счет неполной аустенитизации сечения - проведение градиентного нагрева. Для создания температурного градиента при нагреве следует обеспечить высокие скорости нагрева поверхности изделия, достигающие 300°С/ч. В расчетах были заданы скорости нагрева поверхности детали в интервале 80...250°С/ч. Для уменьшения величины временных напряжений и снижения вероятности появления трещин также необходим объемный предварительный подогрев.

Глубина прогрева бочки выше Асз оказывает существенное влияние на получаемые служебные свойства изделия и распределение остаточных напряжений в нем. При малой глубине аустенитизации возможно получение закаленного слоя менее требуемой величины. Большая глубина прогрева приведет к повышенному теплосодержанию валка и, как следствие, к уменьшению глубины закаленного слоя и повышенному уровню остаточных напряжений. Таким образом, основными технологическими параметрами градиентного нагрева являются температура предварительного подогрева и глубина аустенитизируемого слоя. Исследовано влияние этих параметров на твердость и глубину закаленного слоя и распределение • остаточных напряжений после нормализации опорного ролика из стали 70Х2МФ1Б.

Установлено, что уровень растягивающих напряжений в центральной зоне в конце нормализации прямо связан с температурой предварительного подогрева : чем она выше, тем больше будут растягивающие остаточные напряжения в осевой зоне в конце нормализации. При фиксированной температуре предварительного подогрева аналогично влияет на напряженное состояние увеличение глубины аустенитизации, так как оно приведет к повышению температуры осевой, зоны. Влияние этого фактора может быть смягчено

применением более интенсивных режимов градиентного нагрева.

Показано, что с возрастанием величины упрочненного слоя растет зона сжимающих напряжений в поверхностной зоне, что по условию равновесия вызовет рост растягивающих напряжений в осевой зоне. Учитывая этот момент, следует ограничивать величину упрочненного слоя с повышенной твердостью и не стремиться к его максимальному увеличению.

Отмечено, что прекращение стадии охлаждения и начало нагрева на отпуск следует производить сразу по окончании фазовых превращений в сечении. Дальнейшая выдержка для выравнивания температуры по сечению, не изменяя глубины и твердости упрочненного слоя, приводит к возрастанию уровня остаточных напряжений

Методом планирования эксперимента исследовано влияние температурно-временных параметров градиентного нагрева и последующего охлаждения на напряженное состояние и служебные свойства ролика, а также осуществлен выбор оптимальных параметров режимов термообработки.

Проведен вычислительный полный факторный эксперимент типа 2* со следующими интервалами варьируемых факторов: температура предварительного подогрева г = (450 ± 50) °С (ХО; скорость нагрева поверхности бочки У„ = (100 ± 20) °С/ч (Х2); коэффициент теплоотдачи при водовоздушном охлаждении а = (300 + 60) Вт/(м2 К) (Х3). В качестве откликов были выбраны остаточные напряжения на поверхности осевого канала ролика как наиболее опасной зоне с точки зрения наибольшей вероятности зарождения трещин и содержащей наибольшее число дефектов металлургического происхождения (Уо), максимальные осевые напряжения в сечении (У1), глубина закаленного слоя (У2).

Уравнение регрессии величины остаточных напряжений имеет вид:

Уо= 19.1Х! - 56,6 Х2-Х3+162 (МПа). (9)

Из уравнения (8) следует, что повышение температуры предварительного подогрева увеличивает остаточные напряжения на поверхности осевого канала, а увеличение скорости градиентного нагрева (Х2) приводит к их снижению.

Для откликов У1 и Уз (величины максимальных временных напряжений и глубины закаленного слоя) получены следующие уравнения регрессии:

У1 = -34,4Х,+ 17,6 Х2 + 138 (МПа), (10)

У2 = 0,8Х,-2,3 Хг +21,5 Х3 [мм]. (11)

Изменение температуры предварительного подогрева и скорости градиентного нагрева действует на временные напряжения (У!) в направлении, противоположном их влиянию на

остаточные напряжения (Уо). При этом коэффициент при Хз (кодированное значение коэффициента теплоотдачи) оказался незначимым, так как максимальные временные напряжения возникают на стадии градиентного нагрева.

На глубину закаленного слоя параметры нагрева влияют слабо, в основном эта величина определяется коэффициентом теплоотдачи а . Как следует из уравнения (10), при значении параметра Хз = -1,4 ( а= 210 Вт/м2К ) глубина закаленного слоя в среднем больше 70 мм.

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ОКОНЧАТЕЛЬНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ДЕТАЛЕЙ РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫМ МЕТОДОМ

Наиболее общими являются задачи выбора режима, подчиненного только требованиям к качеству изделия при минимальных ограничениях на управляющие параметры. Задачу поиска допустимых и оптимальных параметров, как правило, не удается решить на основе эмпирических соображений, поскольку входные параметры режимов закалки связаны с выходными сложной нелинейной зависимостью.

В ситуации, когда имеется всего один-два управляющих параметра, целесообразно, варьируя один из них, с помощью математической модели установить зависимость всех выходных параметров от этого управляющего параметра. При двух управляющих параметрах эти зависимости можно получить для разных уровней второго параметра. Оптимальные значения управляющих параметров легко определяются по данным зависимостям графически, например, по линиям уровня оптимизируемого параметра.

Если число управляющих параметров больше двух, то восстановление полной многомерной «поверхности откликов» требует проведения большого количества расчетов по математической модели закалки и весьма трудоемко. В этом случае можно воспользоваться теорией планирования экспериментов, которая широко используется для оптимизации исследований. Пример поиска оптимальных параметров градиентного нагрева и регулируемого охлаждения приведен в предыдущей главе.

Для установления оптимальных значений управляющих параметров в задачах большой размерности разработана методика многокритериальной оптимизации, основанной на планируемом линейном поиске (ЛП-поиск). Оптимизационная процедура заключается в проведении ряда вычислительных экспериментов (серий расчетов). На каждой итерации определяется оптимальный план проведения расчетов в исходной области входных параметров в(х). Затем проводится статистическая обработка результатов вычислительного

эксперимента, позволяющая выявить параметры, оказывающие доминирующее влияние на критерий качества, и последовательно уточнять область лучших решений G (х).

Исследовали режим охлаждения прокатного валка 0 2100 мм от температуры аустенитизации из стали 70Х2МФБ (параметры нагрева соответствовали оптимальным, найденным с помощью планирования вычислительного эксперимента). Весь температурный диапазон охлаждения поверхности валка был разбит на четыре интервала, для которых скорость охлаждения считалась постоянной. Проведено две итерации оптимизационной процедуры. Оптимальный режим охлаждения характеризуется уменьшением скорости охлаждения примерно в 3 раза на каждом из этапов по отношению к предыдущему.

Методом факторного эксперимента оптимизирован процесс отпуска ролика после регулируемой закалки. В качестве варьируемых факторов выбраны технологические параметры со следующими интервалами изменения: скорость нагрева до температуры отпуска 5...50°С/ч (по технологическим возможностям печи), температура отпуска 500...600°С (с целью обеспечить возможность проявления дисперсионного твердения стали 70Х2МФ1Б), время отпуска 40...90 ч, включая прогрев по сечению.

Интервалы варьирования факторов в окрестности центральной точки были выбраны относительно небольшими, с целью получения адекватной модели, при этом скорость нагрева равнялась 15 ± 5°С/ч (Xi), температура отпуска 550 ± 50°С (Хг), время отпуска 60 ± 10 ч (Хз). Анализ результатов показывает, что в выбранных интервалах варьирования факторов остаточные напряжения на поверхности осевого канала изменяются незначительно. Скорость нагрева влияет на величину остаточных напряжений по-разному, в зависимости от температуры отпуска:

Следовательно, в соответствии с уравнением (13), для уменьшения остаточных напряжений при высоких температурах отпуска необходимо максимально увеличить скорость нагрева, а при пониженных температурах отпуска - уменьшить ее.

Поскольку продолжительность отпуска в выбранном интервале варьирования факторов практически не влияет на величину остаточных напряжений, можно говорить о значительном резерве по сокращению времени отпуска.

Основываясь на полученных расчетных значениях оптимальных скоростей охлаждения, были разработаны конструкции охлаждающих устройств водовоздушного типа.

Уо' = 2,5 Xi + 104 МПа npntsm, = 500°С Уо' = -3,5 X, + 116 МПа при t = 600°С

(12) (13)

стройства характеризуются устойчивостью параметров в широких интервалах изменения 1Схода воды (200...1500 л/ч на 1 смеситель) и давления сжатого воздуха (0,2...0,5 МПа). олучены зависимости изменения коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности расходных характеристик для различных конструкций водовоздушных охлаждающих гтройств.

ИСПОЛЬЗОВАНИЕ В ПРОМЫШЛЕННОСТИ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ ПО РАЗРАБОТКЕ СОСТАВОВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ И РЕЖИМОВ ОКОНЧАТЕЛЬНОЙ ТЕРМООБРАБОТКИ КРУПНЫХ ДЕТАЛЕЙ

Для Волжского завода цементного машиностроения (г. Тольятти) разработана и недрена промышленная технология термической обработки с применением градиентного :агрева для роликов цементных печей диаметром 1200 мм, на годовую программу 300 т. Говышение твердости и эксплуатационной стойкости обеспечило годовой экономический ффект от внедрения данной технологии термообработки более 250 тыс. рублей ( в ценах 985 г).

На Нижне-Тагильском металлургическом комбинате внедрена сталь 34Х4МФРТ для 1ыгибных штампов колесопрокатного стана. Штампы показали стойкость, в 4,5...7 раз февышающую стойкость штатных штампов (до 50 тысяч колес на один комплект).

На Ново-Краматорском заводе эксплуатируются штамповые вставки из стали ¡5Х2МФБ, показавшие 3...4 - кратное повышение стойкости по сравнению с уготовленными из стали 5ХНМ. На ОАО «Уралмаш» внедрены штампы массой 2,8 т из ггали 55Х2МФБ для горячего прессования, стойкость возросла в 2,2 раза, штампы 1родолжают эксплуатироваться. На Екатеринбургском заводе ОЦМ из той же стали 1римеияются штампы для деформирования благородных металлов, показавшие в 1,5...1,7 эаза более высокую стойкость, чем применявшиеся ранее из стали 5ХНМ. Разработанные :осгавы сталей вошли в технические условия ТУ 14-19-93-90.

Разработаны технологии термической обработки с применением водовоздушного охлаждения крупных деталей инструментальных и конструкционных сталей для широкого гпектра составов. Проведенный цикл расчетов оптимальных режимов термической обработки крупных деталей широкого круга сталей определил технологические диапазоны требуемого изменения охлаждающей способности водовоздушной смеси, на основании чего разработаны конструкции форсуночных устройств и компоновочные схемы охлаждающих узлов для установок водовоздушного охлаждения различных модификаций.

На Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (ВСМПО (г.Верхняя Салда Свердп. обл.) запущен в эксплуатацию опытно-промышленный стен, водовоздушного охлаждения, позволяющий проводить закалку штампов размером до 200 : 400 х 600 мм. На основе проведенных экспериментов с использованием данного стенд; разработаны рабочие чертежи промышленной установки камерного типа. Ведется монтая установки водовоздушного охлаждения для закалки штампов массой до 8 т, разработан! базовые технологии закалки штампов - представителей из стали 5ХНМ, охватывающш весоразмерные группы средних штампов для ВСМПО.

Дня Северского трубного завода (г.Полевской Свердловской обл.) разработан проек! установки водовоздушного охлаждения шахтного (вертикального) исполнения для закали дорнов широкой номенклатуры типоразмеров (диаметром 210...370 мм) из сталей типа СД1 и создана технология термической обработки данных изделий. В настоящее время ведете; изготовление отдельных компонентов установки и экспериментальная отработкг охлаждающих узлов.

Дня ОАО «Мечел» (г. Челябинск ) разработана конструкторская документация на узел охлаждения создаваемой в настоящее время установки водовоздушного охлаждения крупных поковок массой до 15 т из конструкционных и инструментальных марок сталей.

ВЫВОДЫ

С целью повышения качества крупного инструмента горячего деформирования разработаны новые композиции составов сталей, подробно изучена кинетика фазовых превращений конструкционных и инструментальных сталей, разработаны технологии термической обработки и специализированное термическое оборудование для ее осуществления.

1. Установлено, что увеличение количества ванадия от 0,2 до 0,5% в сталях типа 70Х2МФ приводит к значительному увеличению устойчивости аустенита при непрерьвном охлаждении. Легирование сталей типа 20ХЗМФ молибденом до 0,6...0,7% уменьшает в 10-12 раз критическую скорость образования перлитных продуктов распада, увеличивая область образования бейнита и мартенсита.

Показано, что комплекс легирующих элементов Mo-V-Nb при содержании 0,5% ванадия и до 0.1% ниобия в стали 70Х2МФ1Б эффективно препятствует росту аустенитного зерна при нагреве до Ю00...1050°С. Наличие в сталях типа 55Х2МФ ванадия в количестве 0,4...0,6% не способно обеспечить эффективное сдерживание роста аустенитного зерна при

мпературах 1000... 1100°С. Легирование сталей типа 20ХЗМФ - 40Х5МФ ванадием до 0,4% 1,4...2,2 раза уменьшает размер аустенитного зерна при температурах более 1000 °С. Разработанные составы сталей 70Х2МФ1Б и 55Х2МФБ защищены авторскими идетельствами и в наибольшей степени отвечают требованиям, предъявляемым к 1териалам для изготовления инструмента горячего деформирования. Лучшим комплексом механических свойств из сталей с 0,2...0,4% углерода после закалки масло и высокого отпуска обладают стали 40ХЗМ1Ф и 25Х5М1Ф, что позволяет комендовать их в качестве материала для изготовления крупных штампов горячего формирования. На основе состава стали 25Х5М1Ф разработана сталь 34Х4МФРТ, состав торой защищен авторским свидетельством. Стали 34Х4МФРТ и 55Х2МФБ внесены в хнические условия ТУ 14-19-93-90.

2. Установлено, что повышенная устойчивость переохлажденного аустенита ;следованных сталей в температурном интервале 450...550°С (разделение перлитной и :йнитной областей распада) создает принципиальную возможность для уменьшения уровня руктурных напряжений. Изотермическая выдержка в течение 1...2 ч в интервале шышенной устойчивости аустенита 550 ..500 °С исследованных сталей приводит к >разованию специальных карбидов МС и МгзСб, что уменьшает степень тетрагональности )'разующегося мартенсита при последующей закалке и снижает уровень структурных шряжений. На основании результатов исследования предложен способ термообработки >упных деталей, на который получено авторское свидетельство.

3. Предложена аналитическая феноменологическая модель расчета температурно-висимого коэффициента к уравнений Аврами или Остина-Риккета. В зависимости от ювня легирования среднеуглеродистой стали хромом и никелем, температуры ютермической выдержки расчетная модель позволяет с удовлетворительной степенью )стоверносги оценить изменение устойчивости переохлажденного аустенита жсгрукционных сталей при варьировании их состава.

. Экспериментально установлено существование квазипериодических малоамплитудных ;цилляций скорости процесса распада переохлажденного аустенита как в перлитной, так и бейнитной областях распада. Характер осцилляции закономерно изменяется в зависимости г температурно-временных условий аустенитизации, последующего переохлаждения и зовня легирования стали. Предложены возможные способы учета возникающих :цилляций образования второй фазы в рамках моделей самоорганизации сложных систем.

Наблюдаемое изменение показателя степени п уравнений Аврами или Остина-Риккета 1 достаточно продолжительном отрезке времени в ходе распада аустенита объясняется

одновременным протеканием процессов превращения в локальных областях металла с существенно различной кинетикой. Выявленная полимодалыюсть зеренной структуры оказывает значимое влияние на изменение кинетики у—к* превращения. 5. Установлено, что при температуре изотермической выдержки ниже точки начала мартенситного превращения в хромоникельмолибденовых сталях протекает бейнитное превращение, кинетика которого несущественно отличается от кинетики бейнитного распада при температурах выше мартенситной точки. Изменение величины зерна аустенита влияет на кинетику бейнитного превращения - измельчение зерна повышает устойчивость переохлажденного аустенита и уменьшает скорость его распада.

Для описания процесса распада аустенита предложено модифицированное уравнение Осгина-Риккета, позволяющее в рамках существующих теорий превращений в металлах и сплавах аппроксимировать с хорошим приближением экспериментально наблюдаемые процессы перлитного и бейнитного превращений.

б. Расчетным методом показано, что традиционная термическая обработка после объемного нагрева деталей диаметром 1600 ..2000 мм не в состоянии обеспечить высокую твердость и глубину рабочего слоя при пониженном уровне остаточных напряжений.

Обосновано применение градиентного нагрева и регулируемого охлаждения для окончательной термообработки особо крупных деталей, позволяющее получить заданный комплекс свойств. Параметры градиентного нагрева ( глубина прогрева выше Асз, температура предварительного объемного подогрева) и интенсивность закалочного охлаждения оказывают существенное влияние на термонапряженное состояние и служебные свойства крупной детали.

По результатам исследования термонапряженного состояния крупных деталей предложен способ термообработки прокатных валков с использованием градиентного нагрева, защищенный авторским свидетельством.

7. Показано, что параметры отпуска влияют на термонапряженное состояние закаленных после градиентного нагрева крупных деталей следующим образом:

- отпуск следует проводить сразу после окончания фазовых превращений, не дожидаясь выравнивания температуры по сечению, иначе наблюдается рост остаточных напряжений;

- увеличение температуры отпуска приводит к возрастанию уровня остаточных напряжений в осевой зоне детали;

- увеличение длительности отпуска после прогрева изделия по сечению практически не влияет на величину остаточных напряжений;

Применение двустороннего нагрева осесимметричных деталей с осевым каналом до

температуры отпуска путем продувки атмосферы печи через канал уменьшает величину максимальных временных напряжений и снижает растягивающие остаточные напряжения в осевой зоне валка. Способ нагрева защищен авторским свидетельством.

Двустороннее охлаждение осесимметричной детали (валка) от температуры отпуска с помощью продувки осевого канала холодным воздухом создает сжимающие остаточные напряжения в зоне канала. Изменяя время опережения начала охлаждения поверхности осевого канала по отношению к поверхности бочки валка, можно получить заданный уровень остаточных напряжений в осевой зоне. Приведенный способ охлаждения крупных деталей защищен авторским свидетельством.

8. Предложены расчетные методики оптимизации режимов термической обработки крупных деталей из высокопрочных конструкционных и инструментальных сталей с использованием однофакторного поиска, методов планирования эксперимента, линейно программируемого поиска на базе компьютерной модели процесса термообработки.

По результатам исследования разработаны режимы окончательной термообработки опорных валков диаметром 1400...2100 мм из применяемых и перспективных марок сталей с применением градиентного нагрева, которые реализованы на специализированном термическом агрегате градиентного нагрева. Предложены рациональные режимы закалки крупных деталей с применением регулируемого водовоздушного охлаждения.

9. Для Волжского завода цементного машиностроения разработана и внедрена промышленная технология термической обработки с применением градиентного нагрева для роликов цементных печей диаметром 1200 мм, что обеспечило годовой экономический эффект от внедрения данной технологии термообработки более 200 тыс. рублей ( в ценах 1985 г).

На Нижне-Тагильском металлургическом комбинате внедрена сталь 34Х4МФРТ для выгибных штампов колесопрокатного стана, показавшая повышение стойкости в 4...7 раз (до 50 тысяч колес на один комплект).

На Ново-Краматорском машиностоительном заводе, ОАО «Уралмаш», Екатеринбургском заводе ОЦМ эксплуатируется инструмент горячего деформирования сталей и цветных металлов массой до 25 т из стали 55Х2МФБ, показавший 1,5...4 - кратное повышение стойкости.

10. . Разработаны технологии термической обработки с применением водовоздушного охлаждения крупных деталей инструментальных и конструкционных сталей из широкого спектра составов. Проведенный цикл расчетов оптимальных режимов термической обработки крупных деталей широкого круга сталей определил технологические диапазоны

требуемого изменения охлаждающей способности водовоздушной смеси, на основании чего разработаны конструкции форсуночных устройств и компоновочные схемы охлаждающих узлов для установок водовоздушного охлаждения различных модификаций.

На Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (ВСМПО) введен в эксплуатацию опытно-промышленный стенд водовоздушного охлаждения. Разработаны рабочие чертежи промышленной установки водовоздушного охлаждения камерного типа для закалки штампов массой до 8 т, ведется ее монтаж.

Для Северского трубного завода разработан проект установки водовоздушного охлаждения шахтного (вертикального) исполнения для закалки дорнов широкой номенклатуры типоразмеров из сталей типа СД1 и создана технология термической обработки данных изделий. В настоящее время ведется изготовление отдельных компонентов установки и экспериментальная отработка охлаждающих узлов.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих статьях:

1. Изотермический распад аустенита по перлитному механизму в валковых Cr-Mo-V сталях / В.М.Фарбер, Ю.АКарасюк, ..., Ю.В.Юдин и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1983. N 6. С.21-24

2.Исследование изменений тонкой структуры и фазового состава при отпуске стали 70Х2МФБ / В.М.Фарбер, Ю.АКарасюк, ..., Ю.В.Юдин и др. // Известия вузов. Черная металлургия. 1983. N4. С.66-69

3.Определение напряженно-деформированного состояния крупных валков в процессе их термообработки / Н.В.Власова, H.A.Адамова, Ю.В.Юдин и др. // Прогрессивные методы поверхностного и объемного упрочнения ответственных деталей машин", 13-83-10, ЦНИИТЭИтяжмаш. М. 1983. С.12-17.

4. Юдин Ю.В., Власова Н.В., Адамова H.A. Оптимизация параметров закалки крупных прокатных валков на основе вычислительного эксперимента // Технология, организация и механизация процессов термической и химико-термической обработки", 13-83-8, ЦНИИТЭИтяжмаш. М. 1983. С. 23-25.

5. Изучение процессов, протекающих в переохлажденном аустените сталей 70Х2МФБ и 90Х2МФ до начала перлитного распада / В.М.Фарбер, Ю.А.Карасюк,..., Ю.В.Юдин и др. // Физика металлов и металловедение. 1984. Т.57, вып.2. С.349 - 354

6. Юдин Ю.В., Адамова H.A., Власова Н.В. Регулирование напряженно-деформированного состояния крупных прокатных валков при отпуске // Экономия металла и энергии на

основе прогрессивных процессов термической и химико-термической обработки, М., 1984, с.75.

7. Особенности расчета напряженно-деформированного состояния стальных изделий в нестационарных температурных полях / Н.ПМорозов, Н.АЛдамова, Е.Г.Гасилова, Ю.В.Юдин // Обработка металлов давлением. Межвузовский сборник. Свердловск, изд. УПИ, 1984, с.27-31

8. Адамова H.A., Юдин Ю.В., Кокшаров С.А.. Повышение долговечности крупных прокатных валков за счет регулирования остаточных напряжений при термообработке / // III Всесоюзная конференция по расчетам на прочность металлургических машин, ч.П, М., ЦНИИТЭИтяжмаш, 1985, с.23-24

9. Моделирование структурных превращений аустенита при непрерывном охлаждении конструкционных сталей / Н.П.Морозов, Ю.В.Юдин, Н.В.Власова и др. // Металловедение и термическая обработка. Межвузовский сборник, Свердловск, изд. УПИ, 1985, с.ЗЗ-Зб

10. Адамова H.A., Юдин Ю.В., Карасюк Ю.А.. Релаксация напряжений в крупных деталях при термической обработке // Металловедение и термическая обработка металлов, 1986, N 12, с.41 - 44

11 .Экономнолегированная сталь для отливок, работающих при высокой температуре / С.Н. Богомолов, Ю.В. Юдин, М.А.Гервасьев и др. // Литейное производство. 1988. N 6. С.9 -10

12.Новая сталь для выгибных штампов колесопрокатных станов / А.М.Толстов, Ю.В.Юдин,

B.Т.Желтышев и др. // Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработки деталей машин и инструмента", Махачкала, 1989, с.75

13. Heat treatmen of larg rolls by accelerated heating and controlled cooling-process dising / Yu.A.Karasuk, V.G.Sorokin, Yu.V.Yudin and all.// Proc. 7th Int. Congr. of Heat Treatmen of Materials, Moscow. 1990, v.3, p.57-64

14.Проблема оптимизации закалки прокатных валков и методы ее решения / H.A.Адамова, Ю.Н.Андреев, Ю.В.Юдин и др. // Металловедение и термическая обработка. 1990. N 9.

C. 19-23

15.Экономнолегированная теплостойкая сталь для тяжелонагруженного инструмента горячего деформирования / Ю.А.Карасюк, Ю.В.Юдин и др. // Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической обработки в машиностроении и металлургии. Новокузнецк. 1991. С.112

16. Юдин Ю.В., Юровский H.A., Савельева Н.В.. Разработка рациональной технологии термической обработки втулок контейнеров из стали 5ХНМ с помощью моделирования термонапряженного состояния на ЭВМ // Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической обработки в машиностроении и металлургии. Новокузнецк, 1991, с. 162

17. Экономнолегированная теплостойкая сталь для инструмента горячего деформирования / Ю.А.Карасюк, Сорокин В.Г., Ю.В.Юдин и др. // Кузнечно-штамповочное производство, 1991, N 12, с.6-7

18. Совершенствование технологии термической обработки прокатных валков с использованием математического моделирования / Ю.А.Карасюк, В.Г.Сорокин, Ю.В.Юдин и др. //Тяжелое машиностроение, 1992, N5. С.22-26

19.Gervas'ev М.А., Yudin Yu.V. Prediction of structure and properties in constructional steel after heat treatment//Proc. Int. Conf. «Materials week'96», Cincinnati, 1996, p. 151.

20. Yudin Yu.V., Gervas'ev M.A. Modelling of phase and structure transformations in constructional steels during heat treatment // Proc. Int. Conf. «Synthesis, processing and modelling of advanced materials», Paris, 1997, p. 95

21. Юдин Ю.В., Гервасьев M.A., Беликов C.B. Изотермическое превращение аустенита конструкционных сталей в области температур мартенситной точки // Межвуз. сб. научн трудов "Перспективные материалы и технологии". Вестник УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 1998. Вып.1. http: //www. ustu.ru/main. nauka. metfak. (golov).html

22. Юдин Ю.В., Гервасьев M.A., Кансафарова Т.А. Влияние хрома и никеля на кинетику изотермического перлитного превращения в Cr - Ni - Mo - сталях // Межвуз. сб. научн трудов "Перспективные материалы и технологии", вып.1, Вестник УГТУ-УПИ. Екатеринбург, 1998, http: //www.ustu.ru/main.nauka.metfak.(golov).html

23. Юдин Ю.В., Гервасьев М.А. Компьютерное моделирование процессов термической обработки крупных деталей // Пластическая, термическая и термомеханическая обработка современных металлических материалов. С-Петербург, 1999, с. 28

24. Юдин Ю.В. Применение водовоздушного охлаждения для закалки крупных деталей // Пластическая, термическая и термомеханическая обработка современных металлических материалов. С-Петербург, 1999, с. 26-27

25. Юдин Ю.В., Гервасьев М.А., Кансафарова Т.А. Влияние хрома и никеля на устойчивость переохлажденного аустенита хромоникельмолибденовых сталей. // Физика металлов и металловедение, т. 87, вып.4, 1999, с. 99- 102.

26. Юдин Ю.В., Гервасьев М.А., Беликов С.В. Изотермическое превращение в области мартенситной точки. //Физика металлов и металловедение, т. 88, вып.2, 1999, с.90-94