автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние параметров структуры на оптимизацию технологии производства пружинной проволоки

На правах рукописи

Горшунов Максим Германович

ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ СТРУКТУРЫ НА ОПТИМИЗАЦИЮ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА ПРУЖИННОЙ ПРОВОЛОКИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Нижний Новгород - 2004

Работа выполнена в Нижегородском государственном техническом университете на кафедре «Металловедение, термическая и пластическая обработка металлов».

Научный руководитель - доктор технических наук, профессор Скудное В.А.

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Васильев Виктор Александрович доктор технических наук Глинер Роман Ефимович (г. Н.Новгород)

Ведущая организация: ОАО «Завод Красная Этна», г. Нижний Новгород

г

Защита диссертации состоится « 21 » декабря 2004 года в «15 » часов на заседании диссертационного совета Д212.165.07 НГТУ по адресу: 603600, г. Н.Новгород, ГСП - 41, ул. Минина 24, корп. 1, ауд. 1158 .

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Нижегородского государственного технического университета.

Автореферат разослан «_'3_» ноября 2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, . /

доктор технических наук, профессор Ульянов В.А.

3

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Одной из важнейших задач современного этапа развития промышленного производства является улучшение качества металлопродукции и изготавливаемых из нее деталей, повышение их работоспособности, надежности, долговечности, доведение этих показателей до уровня мировых стандартов, обеспечение конкурентоспособности отечественной продукции на внешнем рынке.

К числу ответственных и широко распространенных в машиностроении деталей относятся автомобильные пружины, изготавливаемые из пружинной, термически обработанной проволоки.

Качество проволоки обычно характеризуется уровнем стандартных механических свойств (временное сопротивление разрыву, число перегибов и кручений) и равномерностью их по длине мотка. Последний показатель имеет особое значение для пружинной проволоки, т.к. служит характеристикой ее структурной однородности и уровня внутренней дефектности, от чего, в свою очередь, зависят эксплуатационные качества упругих элементов и гарантированность их уровня в партии. Неравномерность свойств, выявляемая не только по концам мотка, но, главным образом, на соседних небольших участках (локальная неоднородность), является основным недостатком изготавливаемой в настоящее время термически обработанной проволоки. Это явление - объективное, характерное для проволоки разных производителей, но проявляющееся у них в разной степени, что определяется спецификой технологии на каждом заводе.

Важной особенностью проволочного производства является чередование пластических и термических обработок. Технологический цикл включает (или не включает) предварительную термическую обработку (ПТО: отжиг на зернистый перлит - ОЗП, нормализацию), промежуточную термообработку (патентирование), волочение заготовки в различном структурном состоянии с разными степенями частных и общих обжатий и, наконец, окончательную термообработку (ОТО -закалку с отпуском). Холодная пластическая деформация (ХПД), с одной стороны, приводит к формированию особой дислокационной структуры (различной в зависимости от исходной микроструктуры заготовки), которая наследуется проволокой при ОТО. С другой стороны, ХПД вызывает возникновение и накопление микродефектов, размер которых, количество и распределение зависят от дробности и общей степени деформации, а также от микроструктуры заготовки. Эти три фактора в сочетании с режимом ОТО являются важнейшими технологическими параметрами, от которых зависят уровень и равномерность свойств проволоки.

Однако до сих пор не существует единого представления относительно их влияния на формирование свойств термически обработанной проволоки, а имеющиеся рекомендации недостаточно экспериментально и теоретически обоснованы и, зачастую, противоречивы. В связи с этим исследование комплексного воздействия ХПД и ТО на структурную однородность и уровень внутренней дефектности проволоки является актуальной задачей.

Для эффективного решения данной проблемы требуется знание закономерностей поведения /становление связи

предельных характеристик

(предварительной

ХПД), а в силу разнопланового действия изучаемых факторов необходима и более общая оценка структурно-энергетического состояния материала с разработкой и применением новых энергетических комплексов разрушения, рассматриваемых в синергетике.

Подобный подход может открыть новые возможности для совершенствования технологических процессов, способствовать повышению качества металлопродукции, определить новые принципы прогнозирования ее работоспособности.

Цель работы. Исследовать структурно-энергетическое состояние пружинных сталей, применяемых для производства термически обработанной проволоки ответственного назначения, а также закономерности его изменения в результате комплексного воздействия ХПД и различных операций ТО, используемых в технологическом цикле, на основе: стандартных механических характеристик, предельной удельной энергии деформации и нового, предлагаемого синергетикой, двухпараметрического комплекса разрушения - критерия зарождения трещины На основе полученных закономерностей выработать принципы оптимизации техпроцесса с целью повышения уровня и равномерности механических свойств проволоки по длине мотка. Научная новизна.

1. Впервые для оценки ресурса пластичности стали, используемой для производства пружинной термически обработанной проволоки, применены комплексные критерии синергетики (предельная удельная энергия деформации, критерий зарождения трещины), что совместно с результатами анализа особенностей формирования субструктуры проволоки позволило объяснить природу локальной неоднородности механических свойств по длине мотка.

2. Исследованы закономерности влияния зеренных характеристик (величины и степени разнозернистости действительного зерна аустенита - ДЗА), показателя негомогенности аустенита, параметров микроструктуры проволоки после ПТО и ОТО на критерий зарождения трещины в пружинной проволоке.

3. Получена зависимость предельной удельной энергии деформации ^с) и критерия зарождения трещины (Кз.т.) от степени ПХПД пружинной проволоки для используемых марок сталей в различном структурном состоянии.

4. На основе полученных закономерностей комплексного влияния пластической деформации (ПД) и ТО на критерии синергетики разработаны принципы и направления оптимизации технологического процесса изготовления пружинной термически обработанной проволоки ответственного назначения.

Практическая ценность работы

1 Полученные зависимости критерия зарождения трещины от степени обжатия при ПХПД для углеродистых и низколегированных сталей позволяют определить интервал допустимых и оптимальных обжатий при ПХПД проволоки, что дает возможность исключить локальный перенаклеп и рационализировать маршруты волочения, установить место и количество ПТО в технологическом цикле 2. Закономерности влияния структурных параметров на Кз.т позволяют оптимизировать режимы ТО с точки зрения обеспечения максимальной

структурной однородности готовой термообработанной проволоки и сохранения

.. .. , ,

{

»»* Ж* >

благоприятной ячеистой субструктуры, способной локализовать микродефекты, накапливаемые при ХПД.

3. Разработаны принципы построения технологии изготовления пружинной термически обработанной проволоки, даны рекомендации ОАО «Завод Красная Этна» - одному из крупных поставщиков этой продукции - по оптимизации технологического процесса изготовления проволоки из сталей 51ХФА, 70ХГФА для пружин клапана.

4. Уточнена методика выявления зерна аустенита в предварительно холоднодеформированных сталях. Показано, что из восьми методов, предусмотренных ГОСТ 5639, для холоднодеформированных сталей более объективными являются методы, не основанные на развитии фазовых превращений от границ зерна (вакуумное травление, окисление и его разновидность - травление и окисление в смеси буры с селитрой - ОБС). Выявленному эффекту дано теоретическое объяснение, основанное на особенностях протекания фазовых превращений в холоднодеформированных сталях. Наиболее рациональным является метод ОБС, позволяющий выявлять ДЗА при кратковременном нагреве, характерном для термической обработки проволоки.

По методике выявления ДЗА даны рекомендации ОАО «Завод Красная Этна». Объект исследования - пружинная термически обработанная проволока ответственного назначения из сталей марок, предусмотренных ГОСТ 1071 на данный вид продукции, наиболее характерных маркоразмеров: диаметром 5,5-2,0 мм из сталей 68А и 65ГА; диаметром 5,0; 4,8 мм из стали 51ХФА; диаметром 3,6; 2,7 мм из стали 70ХГФА. Исследованию подвергались: исходная г/к проволока (катанка), проволока на промежуточных этапах изготовления и готовая продукция в состояниях- горячекатаном, термически обработанном (отожженном на зернистый перлит, нормализованном, патентированном, закаленном и отпущенном) и холоднотянутом с различными степенями деформации. Для решения частных вопросов использовалась проволока из стали У8А, У12 и 40Х. Методы исследования. В работе использовались:

- оптическая микроскопия для определения ДЗА и параметров микроструктуры при увеличениях х 100... 1000 на приборе «ЫеорЫЛ», количественный микроанализ;

- механические испытания на растяжение, кручение, перегиб по действующим стандартам с их статистической обработкой; определение твердости, микротвердости;

- пикнометрический метод (измерение плотности методом гидростатического взвешивания);

- рентгеноструктурный анализ для определения содержания углерода в мартенсите и оценки степени неоднородности по углероду аустенита;

- аналитические расчеты комплексов разрушения синергетики; корреляционный и дисперсионный анализ; оценка точности эксперимента с применением программ ЭВМ.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Новая оценка структурно-энергетического состояния пружинных сталей и ei о изменения по технологическим переходам при производстве проволоки с помощью стандартны* механических свойств, предельной удельной энергии деформации и двухпараметрического комплекса разрушения "синергетики (критерия зарождения трещины).

2. Закономерности изменения критерия зарождения трещин в зависимости от показателей пластичности, величины зерна аустенита и его однородности по размерам и химсоставу, параметров микроструктуры пружинных сталей ири комплексном воздействии ХПД и разных режимов термообработки.

3. Принцип определения допустимых и оптимальных степеней деформации, предшествующих ПрТО или ОТО, проволоки из углеродистых и низколегированных сталей: 68А, 65ГА, 51ХФА, 70ХГФА.

'4. Результаты исследования причин локальной неоднородности механических свойств проволоки по длине мотка, необходимость и принципы оптимизации технологии производства термически обработанной проволоки на основе повышения ее структурной однородности и снижения внутренней дефектности. 5. Методические особенности определения склонности к росту и величины зерна аустенита при нагреве холоднодеформированных сталей и их теоретическое обоснование.

Апробация работы. Полученные теоретические и практические результаты обсуждались на научно-технических конференциях «Новые технологии в машиностроении, материаловедение и высшем образовании» (Нижний Новгород 2001 г.), региональном молодежном научно-техническом форуме «Будущее технической науки Нижегородского региона» (Нижний Новгород 2002 г.), городской конференции г. Н.Новгорода ФГУП ННИИРТ (2004 г.). Работа выполнена по плану ФЦП «Интеграция» в рамках УНЦ НГТУ «Физические технологии в машиностроении», по госбюджетной теме 223.3.01 Ф «Разработка фундаментальных основ создания новых материалов с заданными свойствами» по этапу 2 «Разработка феноменологических уравнений связи предельных характеристик с величиной зерна и параметрами состояний» и НИР для ОАО «Завод Красная Этна».

Публикации. По теме диссертации опубликовано 11 печатных работ. Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, основных выводов и списка литературы из 115 наименований. Работа содержит 199 страниц текста и включает 60 рисунков, 28 таблиц и приложение.

Работа является част ью исследований, проводимых каф. МТПОМ НГТУ

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность выбранной темы для промышленности, сформулирована цель работы, приведены выносимые на защиту положения. В первой главе рассмотрено состояние вопроса по проблемам обеспечения качества при производстве пружинной термически обработанной проволоки на основе литературных и производственных данных.

Анализ качества проволоки, выполненный по производственным данным одного из крупнейших отечественных поставщиков - нижегородского ОАО «Завод Красная Этна» в сравнении с проволокой других производителей (Белорецкого металлургического комбината - БМК, шведской фирмы «ОТЕУА»), показал следующее.

1) Если устойчивое снижение уровня показателей механических свойств по сравнению с требованиями стандарта наблюдается в проволоке отдельных маркоразмеров (например, временное сопротивление разрыву - для проволоки из стали 51ХФА; число перегибов - из стали 70ХГФА), то неравномерность свойств (главным образом, по числу кручений) характерна для всех видов продукции и присутствует в любом мотке; она присуща проволоке и других производителей (БМК, ОТЕУА), но в разной степени.

2) Наряду с неоднородностью свойств на макроуровне (по концам мотка или в партии в пределах одного съема с печи), существует особый ее вид - локальная неоднородность кручений, проявляющаяся в их сильном разбросе на соседних образцах небольшой длины, отобранных от мотка подряд. Диапазон разброса составляет от 2 до 28 кручений (при норме к>10). Для выяснения причин и устранения этого недостатка требуется специальное исследование.

В результате проведенного литературного обзора установлено:

1) причины пониженного качества термически обработанной проволоки, проявляющегося в пониженном уровне механических характеристик и неравномерности свойств по длине проволоки изучены недостаточно;

2) необходимый уровень прочностных и упругих характеристик пружинной проволоки обеспечивается созданием мелкозернистой высокодисперсной однородной микроструктуры и особой дислокационной субструктуры; последняя формируется в процессе холодной пластической деформации (ХПД) и наследуется проволокой при ОТО, чем обусловлена кратковременность выдержек при нагреве под закалку и отпуск;

3) степень предварительной ХПД оказывает существенное влияние на окончательные свойства термически обработанной проволоки;

4) маршруты волочения пружинной проволоки, степени общих и частных обжатий зачастую назначаются интуитивно, на основе опыта предыдущих лет, без четкого научного обоснования;

5) влияние структуры на пластичность холоднотянутой стальной проволоки достаючно хорошо объясняется различной интенсивностью образования микродефектов при пластической деформации стали с зернистым и пластинчатым перлитом;

6) число кручений, определяемое в условиях испытания с жестким напряженным состоянием, является показателем, чувствительным ко многим факторам: колебаниям химсостава, наличию поверхностных дефектов и внутренних микродефектов, неоднородности микроструктуры - и не только окончательной (сорбита или троосто-сорбита), но и к состоянию аустени га, из которого образуется мартенсит, а затем - продукты отпуска; важными факторами, формирующими окончательную микроструктуру, являются гомогенность аустенита, размер и степень разнозернистости действительного зерна;

7) стандартные механические характеристики, такие как предел текучести, предел прочности, относительное сужение, число кручений и число перегибов, не описывают реального поведения металла как при пластической деформации, так и в эксплуат5ции, т.к. не учитывают сложного напряженного состояния, комбинированного воздействия растягивающих, скручивающих и изгибающих усилий, а также разнонаправленного действия ряда внутренних факторов; требуется комплексная оценка состояния материала, учитывающая одновременно и прочностные, и пластические его характеристики;

8) важнейшими комплексными характеристиками структурно-энергетического состояния материала, разрабатываемыми в синергетике, являются:

- предельная удельная энергия, затраченная на его деформацию до момента разрушения \Ус, являющаяся показателем энергоемкости материала и характеризующая его склонность к образованию и зарождению трещин;

- фрактальные комплексы разрушения: критерий зарождения (Кз.т.) и распространения (Кр.т.) трещины, характеризующие вероятности этих процессов в различных структурно-энергетических состояниях.

Поскольку показатели Кз.т., Кр.т., являющиеся комплексной оценкой прочностных и пластических свойств, зависят от параметров структуры атомного, микро- и макроуровней, то закономерности их изменения имеют сложный характер и требуют изучения.

Исходя из выводов, сделанных на основании анализа литературных и

производственных данных, были сформулированы следующие задачи работы.

1. Разработка методики исследования интенсивности накопления повреждений пружинной термически обработанной проволоки на основе использования предельной удельной энергии деформации ^с) и нового двухпараметрического комплекса разрушения синергетики (критерия зарождения трещины).

2. Проведение экспериментальных исследований с целью определения:

а) влияния параметров структуры заготовки после различных операций термообработки на предельные характеристики проволоки в отсутствии деформации и при одинаковых степенях обжатия (на сталях 65ГА, 68А, 51ХФА, 70ХГФА);

б) влияния степени деформации на \Ус и критерий зарождения трещины при различной структуре заготовки (на сталях 65ГА, 68А, 70ХГФА, 51 ХФА);

в) значимости влияния величины действительного зерна аустенита, степени его однородности, гомогенности аустенита на критерий зарождения трещины в термически обработанной проволоке;

г) разработка обобщенной зеренной характеристики и сравнение эффективности ее влияния и Кз.т. в холоднодеформированном состоянии (Кз.т.^л) на Кз.т в термически обработанном (Кз.т/0).

3. Исследование причин повышенного количества брака при произволе 1ве пружинной проволоки и локальной неоднородности числа кручений по длине мотка.

4. Систематизация полученных данных и выработка на их основе рекомендаций по оптимизации технологических маршрутов изготовления пружинной термически обработанной проволоки.

Во второй главе приведена методика подготовки материала и проведения исследований перечисленных выше объектов, используемые режимы и типы оборудования, технологические схемы изготовления проволоки. Исследования проводили как на проволоке промышленных партий, обработанных по разным технологическим схемам по цеховым режимам, так и на образцах, обработанных в лабораторных условиях.

Ниже приведены характерные технологические схемы изготовления проволоки, использованной для эксперимента, со следующими условными обозначениями:

г/к - горячекатаная проволока - катанка (структура: ГПРД - грубо-пластинчатый перлит разной степени дисперсности + феррит);

| | - ОЗП - отжиг на зернистый перлит (структура: ЗП);

нормализация (структура: СДП среднедисперсный + феррит)

Образцы отбирали по технологическим переходам, а для эксперимента по влиянию степени деформации - от одного мотка после протяжки на каждый промежуточный размер. Исследовалась равномерность свойств по 10 образцам, отобранным от проволоки подряд, разброс свойств оценивали по величине среднеквадратичного отклонения (СКО). В эксперименте по исследованию параметров режима термообработки отбирались образцы от одного мотка в выбранном структурном состоянии после требуемых степеней обжатия. Закалка проводилась в лабораторной камерной печи Н-30 с нагревом в муфелях, точность измерения и регулирования температуры ±10°С. Параметры аустенитизации варьировали в пределах: температура от Асз+30°С до 1050°С через 50°; время аустенитизации - от минимально необходимого для нагрева до 3,5 мин., что соизмеримо с принятым в производстве. Отпуск после закалки проводили в цеховой свинцовой ванне по технологическому режиму, что обеспечивало требуемый уровень прочности. Точность регулировки температуры при отпуске ±10°С.

На каждую экспериментальную точку обрабатывалось одновременно по 5 образцов для испытания механических свойств, металлографических, рентгеноструктурных, пикнометрических исследований.

Проволоку исследовали с применением следующих методов.

Для микроструктурного анализа использовалось обычное и окрашивающее травление. Микроструктура сталей исследовалась на микроскопе «ЫеорЬоЪ> при увеличении хЮО (определение величины зерна и степени разнозернистости), х500, хЮОО (анализ параметров микроструктуры).

Для выбора метода, наиболее достоверно представляющего величину аустенитного зерна в предварительно холоднодеформированных сталях, была исследована зависимость склонности к росту зерна о г степени деформации и от струк.уры исходной заготовки при использовании разных методов выявления зерна.

- патентирование (структура: ТПП - тонкопластинчатый перлит или НБ - нижний бейнит).

- ОТО - закалка и отпуск на сорбит (структура: сорбит отпуска).

а) сталь 68А - 3 варианта (I - без ПТО и ПрТО; II - с ПТО; III - с ПТО и ПрТО) £— 23% 41% 54% 66% 71%

6,5-5,7-5,0-4,4-3,8-3,5-/3,5\ (')

(III)

ч( волочение

г/к 06,5 мм^/б^"5'7-5,0-4'4--3'5-<3> (П)

15% 35% 51% 66% 74% 80,5% ,5—( 4,5 У--4,15-3,65-3,15-2,6-2,3-г.О"^ "

б) сталь 65ГА

''--О4

. 6=58% d , /77>Е=18% 3.« 35°/. , 4 44°/ 62°/, , . 70%

г/к 06,5 мм 1 «-г I '

2,3 77% 2,0_/2,0N

в) сталь 51ХФА

г/к 08,0 мм-

^Г] е-14% 7.4 °бт0ЧКа 7.0 »/У""™ 6.5 26% ючение /7 0\

6 0 Зб% 5,6 J??L 5,0_/50

г) сталь 70ХГФА

г/к 08,0 МЧ_ 8,0

8,0 е=14%

волочение

о6тОТ|(а 7,0 6.7 '6% 6.4 21°Л 6,0_

12% 5>6_25% 52 36% 4 g 48% 4 3 58% 3 9 64°/ ^_х 36

10% „J2* зз 30,5% 5j0_Д Л 19% 45 34% 405_48% зд 56%

зд_64% 3>0_7И/. 2J__, 2i?

Рис 1 Техноло! ические схемы изготовления проволоки

Сравнивались методы двух групп' I - методы, основанные на развитии фаювых превращений от границ зерна (метод цементации, нормализации) и II группа без использования базовых превращений (метод вакуумного травления, окисления и его разновидность - ОБС). После анализа полученных результатов для выявления ДЗА и количественной оценки зеренных характеристик был выбран метод ОБС, представляющийся более объективным для холоднодеформированных сталей и позволяющий выявлять зерно после требуемых кратковременных выдержек

Определение величины зерна производили по ГОСТ 5639 методом случайных секущих Степень разнозернистости определялась методом С С.1 орелика (по отношению максимального размера зерна на секущей к размеру наиболее часто встречающихся зерен).

Степень негомогенности аустенита, наследуемую мартенситом, оценивали рентгеноструктурным методом по степени асимметричною размытия мартенситной линии (110)а - в соответствии с разработками И.Н.Кидина. Содержание углерода в мартенсите определяли по ширине той же линии. Съемку осуществляли на аппарате ДРОН-2.

Степень внутренней дефектности проволоки оценивали по плотности, которая определялась методом гидростатического взвешивания на аналитических весах АДВ-200 с точностью до 10'4 г.

Механические свойства оценивали по результатам испытаний на кручение, перегиб, растяжение. Количество скручиваний на 360° до разрушения и число знакопеременных изгибов на 180° определяли на крутильной машине К-3 и гибочном приспособлении НГ-3 в соответствии с ГОСТ 1545 и 1579. Испытание на растяжение производили в соответствии с ГОСТ 10446 на разрывных машинах ЦД-40; ЕИ-20 с записью диаграммы, по которой определяли прочностные ¡1 характеристики от, ств, ак. В качестве характеристик пластичности определяли

относительное (V)/) и истинное (спр) сужение площади поперечного сечения. Степень неравномерности механических показателей оценивали по величине , среднеквадратичного отклонения (СКО) по формуле:

^ = (1)

где х, - текущий результат испытания; х - среднее значение; п - объем выборки.

Величину предельной удельной энергии деформации рассчитывали по результатам испытаний на растяжение по формуле Л.Жильмо:

1¥с = (МДж/м3), (2)

где ат - предел текучести, стк - истинное сопротивление разрушению, епред -истинное сужение площади поперечного сечения образца к моменту разрушения:

епр« =/„_!_, (3)

1-у

где Ц1 ~ величина относительного сужения образца.

Критерий зарождения трещины рассчитывали по формуле:

К,т=\Ус/аг. (4)

Его величину определяли до и после термообработки. Диапазоны изменения изучаемых параметров составили:

а) предельная удельная энергия деформации \¥с от 131 до 3514 МДж/м3;

б) критерий зарождения трещины Кзт от 0,307 до 2,620;

в) степень негомогенности аустенита от 1 до 2,8; г) степень разнозернистости от 2,0 до 9,0; д) величина действительного зерна аустенита от 0,0019 мм до 0,078 мм; е) число кручений от 2 до 35; ж) число перегибов от 2 до 11.

В третьей главе приведены результаты экспериментальных исследований.

Изучено влияние структуры сталей марок 68А, 65ГА, 51ХФА, 70X1 ФА, У8А после различных операций термообработки на предельную удельную энергию деформации и критерий зарождения трещины в недеформированном состоянии

(табл.1) и после ХПД с приблизительно одинаковыми обжатиями (табл.2). Влияние степени деформации на У/с и Кз.т. приведено на рис. 2.

Таблица 1 Влияние микроструктуры недеформированных пружинных сталей на

Состояние Струк тура 68А 65ГА 51ХФА 70ХГФА (чешская)

Wc Кзт Wc KJT Wc К,т Wc К,,

Г/к ГПРД +Ф 486 0,759 1208 1,523 1330 1,939 855 1,046

Нормализ. СДП+ ф 698 1,0 384 0,835 1053 2,429 705 1,076

ОЗП ЗП 336 0,862 1018 2,674 1145 2,464

Патентир. тпп НБ 888 0,99 1329 1,735 1474 1,818

Зак.+Отп. Сотп. 419 0,493 397 0,497 668 0,607 689 0,574

ХПД+Зак. +Отп. (е«49%) Сотп. 1210 0,89 321 0,214 1387 1,101 695 0,446

ИЗО НБ 2853 2,605

3339 3,579

Примечание: ГПРД - грубопластинчатый перлит разной степени дисперсности, Ф - феррит, СДП - среднедисперсный перлит, ЗП - зернистый перлит, ТИП - тонкопластинчатый перлит, Сотп - сорбит отпуска, НБ - нижний бейнит.

Таблица 2 Влияние ХПД при разных исходных структурах стали на изменение

Марка стали Исходная структура (термообработка) Степень деформации, % Wc, МДж/м3 Кз.т.

68А ГПРД+Ф (г/к) ГПП (патент.) 60% 57% 1144 2162 0,982 1,642

65ГА ГПРД (г/к) ГПП (патент.) 58% 62% 765 1567 0,619 1,102

51ХФА СДП (нормализ.) ЗП (ОЗП) 49% 49% 756 799 0,68 1,07

70ХГФА СДП (нормализ.) ТПП (патентир.) 27% 25% 1043 1229 1,352 1,017

На основе полученных экспериментальных данных был проиеден статистический анализ результатов наблюдений с целью определения факторов, наиболее сильно влияющих на Кз.тТ0 проволоки в термически обрабо1анном состоянии. Исследовалась степень влияния Кз.т х/л критерия зарождения трещины в холоднодеформированном состоянии (до термообработки) и характеристик черна аустенита, получаемого при нагреве стали под закалку, на уровень дефектное;и стали после ОТО

а) б)

Рис.2. Влияние степени ПХПД: на критерий зарождения трещины в холоднотянутой проволоке - а) из стали 68А (1- после патентирования, 2-после нормализации, 3-после горячей прокатки) и стали 65ГА (1*-после патентирования, 2*-после нормализации, 3*-после горячей прокатки); б) из стали 51ХФА (после отжига на ЗП 1-ЗП балл 3; 2-ЗП балл 9; 3-после нормализации); в) из стали 70ХГФА (после патентирования при 450°С: ]-в течение 7 мин., 2-в ючение 2 мин., 3-пос !е патентирования при 650°Г);

г) влияние степени ПХПД на предельную удельную энерт то деформации (сплошная кривая) и критерий зарождения трещины (пунктирная кривая) закаленной и отпущенной стали 68А

В соответствии с алгоритмом дисперсионного анализа вычислялись: дисперсия, связанная с влиянием Кз.тх/'' (S2~), и дисперсия влияния зеренных хараюеристик аустенита (Sf) Значимость влияния факторов оценивалась методом дисперсионного анализа по отношению большей из дисперсий к меньшей -раздельно по участкам кривых (I, И, III рис. 2 г). На II участке меньшая дисперсия (Si') была у критерия зарождения трещины, а на I и III - у парамс1рх>в зерна а>стениы и обобщенного показателя Р (S,2). Двухфакторный дисперсионный анализ для стали 68А, проведенный отдельно для интервалов ХГ1Д, соответствующих трем участкам кривой K3.T.=f(e), показал, что при степенях деформации 30-74% характеристики зерна аустенита оказывают более сильное влияние на изучаемый параметр, чем уровень дефектности, созданный под влиянием предварительной ХГ1Д (см. рис.За). А при степенях деформации менее 30% и свыше 74% более сущестпенным оказывается влияние Кз.т. холоднодеформированной стали (см рис.Зб, Зв).

Sr/Sj

2.96

2J7

17,48

S,2/S,J

116,6

1.02,

1,12

1

Кз.т Лз N ЯР Кз.т. Р Кз.т. Р

а) б) в)

Рис. 3 Оценка влияния зеренных характеристик и критерия зарождения трещины в холоднодеформированной стали 68А на уровень дефектности проволоки после закалки и отпуска, а) при е=30-74%; б) при е<30%; в) при е>74%; с!з - величина действительного зерна аустенита; N - степень неюмогенности аустенита; К - степень разнозернистости аустенита; Р - комплексная характеристика зерна.

Статистическая обработка данных для сталей 70ХГФА и 51ХФА дала аналогичные рез>льтаты при малых обжатиях и обжатиях больше оптимальных максимальное воздействие на критерий зарождения трещины в термически обработанном состоянии оказывает дефектность стали, возникшая на этапе предыд>щей ХПД, а на промежуточных степенях деформации в условиях сформировавшейся ячеистой структ>ры - характеристики зерна аустенита.

Для выявления характеристики аустенитного зерна, наиболее сильно в^ияюшей на Кз.т в термически обработанной стали (в качесше объекта исследования использовалась сталь 68А), был проведен парный корреляционный анализ, позволивший установить степень тесноты связи Кз т. термически обработанной с Кз * холоднодеформированной проволоки, а также характериешками дейсгаительното зерна аустенита, сформировавшеюся при равны * леиенях перегрева выше Ас^ (с!з, Я, \;) При корреляционном анализе ткже

использовался обобщенный показатель состояния зерна аустенита, рассчитанный согласно рекомендациям Ф.С. Новика, по формуле:

Анализ показал, чю при низких температурах нагрева под закалку более сильное влияние оказывает степень негомогенности а>ч генита, а при высоких степень разнозернисгости (см. табл. 3).

Таблица 3 Влияние температуры нагрева под закалку на коэффициент корреляции между критерием зарождения трещины в термически обработанной проволоке (Кз.т.то) из стали 68А и степенями негомогенности (Ы) и разнозернистости

Температура закалки, Коэффициент корреляции

°С для N для Я

820 -0,65 -0,36

860 -0,37 -0,63

900 -2,7-10"7 -0,74

Таблица 4 Оптимальные степени деформации для исследованных марок

Исходное Структура Марка стали

состояние заготовки 68А 65ГА 51ХФА 70ХГФА

г/к ППРСД 26-32% 35-40%

нормализ. ППССД 32-38% 45-50% 40-43%

озп ЗП >50%

патентир. ТИП НБ 72-76% 45-52% 58-62% 44-46%

Установлена объективность эффекта изменения склонности к росту зерна и развитию разнозернистости под влиянием ГТХПД, оценена достоверность методов выявления величины зерна по ГОСТ 5639 в предварительно холоднодеформированной стали Эксперименты позволили выявить закономерности одного вида: при всех степенях деформации склонность к росту зерна под влиянием ПХПД увеличивается, достигая максимума при определенных степенях обжашч Е^ф. Сравнение результатов, полученных при использошнии различных методов выявления зерна, показало следующее: зависимосш Пы,-((с) имеют одьнаковый вид, что позволило сделать вывод о реальном изменении (клонности к рост, зерна в процессе производства, однако абсолкнные значения размеров наследственного зерна, величины 01И„ и обжатия, соответствующие максимум} относшельною увеличения зерна, выявленные тремя методами (цементации, травления пикриновои кислотой, вакуумного травления), не совпадают

В четвертой главе: приведены теоретические обобщения и анализ экспериментальных данных.

На представленных экспериментальных графиках зависимости Кэ.т.=/(е) (рис 2) прослеживается ¡акономерность одною вида При любой структуре исходной заготовки на всех изученных марках стали на кривой наблюдаются три характерных участка: 1 первая ниспадающая ветвь (падение уровня Кзл. при малых степенях деформации), 2 - восходящая ветвь (повышение уровня Кз.г. при увеличении степени обжатий ), 3 - вторая ниспадающая ветвь (повторное падение уровня Кз.т. при больших степенях обжатия). Таким образом, на каждой кривой имеются два экстремума' первый соответствует минимальному уровню Кз.т., второй -- максимальному (в холоднодеформированном состоянии).

Повышение вероятности зарождения трещины в стали при малых степенях деформации (см рис.2 - первая ниспадающая ветвь) можно объяснить интенсивным накоплением дефектов в феррите перлита с локальным перенаклепом в перлитных колониях, ориентированных неблагоприятно по отношению к оси деформации. Появляются первые микротрещичы и, хотя их количество невелико, степень опасности «ранних» трещин весьма существенна.

При больших степенях обжатия (см. рис. 2 - восходящая ветвь) накапливаемая дефектность компенсируется особенностями формирующейся тонкой структуры -образуйся ячеистая субструктура, локализующая распространение трещин и благоприятно влияющая на пластичность металла. Однако далее при £>еоптич (см. рис 2 - вторая ниспадающая ветвь) наступает момент общего перенаклепа, кот да образованная субструктура не может противостоять массовому раскрытию микротрещин.

Степени деформации, соответствующие верхнему пику кривой зависимости Кзл —fit.) являются оптимальными с точки зрения создания субструктуры, максимально препятствующей накоплению и раскрытию микротрещин. Допустимыми же степенями деформации будут являться те, которые создают в металле достаточно развитую ячеистую структуру, либо не вызываю! накопления опасного уровня дефектности.

Как видно из рис. 2 а, в степень дисперсности перлита, получаемая после различных видов обрабо!ки (горячая прокатка, нормализация, патентирование) окашва^г существенное влияние на величину степеней деформации, соответствующих пикам, увеличивая последние с ростом дисперсности и сдвигая их в сторону больших степеней деформации. Грубодисперсная структура допускает меньшие степени обжатия по сравнению с высокодисперсной

Падение уровня Кз т в заготовках, отожженных на зернистый перлит, продолжается до более высоких степеней обжатия по сравнению с заготовками с пластинчатым перлитом (см рис. 26) Подобное поведение металла связано с тем, что в стали с зернис .лм перлитом, хотя и обладающим высоким запасом птастичности, заметное упрочнение начинается лишь при больших степенях деформации (>40%), замеыяя образование ячеистой структуры Соответственно, негативное действие митрорешин на ранних стадиях деформации не может быть ней [рализовано имеющейся субструктурой

Рис.4. Влияние температуры нагрева на величину действительного зерна аустенита в стали 70ХГФА, е=64%, время выдержки в расплаве буры т=2,5 мин Ы100/-a) t=840°; б) t=870°; в) t=900°; г) t=970°; д) t=1000°; е) t=l 050°; ж) t=1050° т= 1,5 /хЮОО/

Сравнительный анализ графиков на рис. 2а и рис. 2г показывает, что фазовые превращения, происходящие при температурах, не вызывающих роста шлы мартенсита, не обеспечивают полного залечивания микротрещин. При температурах нагрева под закалку, обычно применяемых на практике, возникшие при волочении микротрещины не исчезают и накапливаются в структуре, передаваясь по «наследству» готовой проволоке и приводя к снижению ее пластичности Ячеистая структура, создаваемая при средних степенях деформации, также наследуется аустенигом и мартенситом, а затем продуктами отпуска и способствует сохранению более высокого уровня Кз т.

Отсутствие пика на кривой 2 зависимости Кз т.=Де) (см. рис. 2 в для стали 70ХГФА) связано с особенностями режима патентирования, принятого на ОАО «Завод Красная Этна» В силу вялотекущей кинетики распада аустенита на конечной стадии кратковременные (двухминутные) выдержки по режиму ОАО «Завод Красная Этна» приводят к появлению в структуре небольшого (-3%) количества мартенсита, который, являясь концентратором напряжений, ускоряет накопление и раскрытие микротрещин при ХПД (участки мартенсита наблюдались визуально после окрашивающего травления в двух растворах кислот: пикриновой и азотной) При увеличении времени выдержки до 7 мин., обеспечивающей необходимую полноту распада, кривая зависимости Кз.т.=_/(8) вновь приобретает характерный вид с тремя участками. Технология патентирования при 1=650° на структуру троостит, принятая на БМК, обеспечивает более высокий ресурс пластичности и допускает более высокие степени деформации.

Более значимое влияние степени негомогенности аустенига на критерий зарождения трещины при низких температурах (см. табл.З) определяется гемпературно-временными условиями образования аустенита. С увеличением степени перегрева степень негомогенности аустенита уменьшается, соответственно и влияние этого фактора снижается. При более высоких температурах нагрева (900950°) развивается разнозернистость аустенита, предопределяющая усиление влияния этого фактора на уровень критерия зарождения трещины.

При малых степенях деформации, когда идет накопление микродефектов в металле, и при степенях больше оптимальных, когда ячеистая структура не может локализовать массовое раскрытие микрогрещин, на первое место по влиянию на критерий зарождения трещины в закаленном и отпущенном состоянии выходит уровень дефектности, накопленной в процессе ПХПД (см. рис. 3 б, в) Однако при степенях деформации, обеспечивающих создание ячеисюй структуры, на первое меего выходят характеристики зерна аустенита (его размер, степень негомогенносш и разнозернистости) и обобщенный показатель Р.

Установленное различие результатов при выявлении наследо венного зерна аустенита разными методами можно объяснить следующим образом. В основе метода цементации и трагиения пикриновой кислотой лежат фазовые превращения, п !-ом случае - выделение карбидной фазы по границам аустенигных 5ерен в процессе медленного охлаждения после цементации, во 2-ом - декорирование бывших с'устенитных зергн также карбидной фазой, выделяющейся при отп>ске И сбыточная фаза выделяется не на всех границах сразу, а постепенно, в зависимости 01 степени переохлаждения сначала на одних границах, а за!ем на других,

отличающихся углом разориентировки. Существуют некоторые углы разориентирвки (называемые специальными), при которых в двух сопря!ающихся решетках отмечается определенное количество совпадающих узлов решсчки Атомы, находящиеся в совпадающих узлах, создают наименьшие искажения кристаллической решетки. Вблизи них в максимальной степени сохранякнся нормальные межатомные расстояния, число и направленность межатомных связей Минимален и их вклад в поверхностную энергию. Снижение энергии в таких участках границ уменьшают движушую силу к превращению, и избыточная фаза в них может не выделяться Тогда образовавшаяся сетка очерчивает не всю протяженность границы зерна, а конгломераты зерен (виз}ально увеличивая размер выявленного зерна). ПХПД изменяет угол разориентировки зерен, тем самым влияя на протекание фазовых превращений, связанных с выявлением зерна, и вызывает изменение вида зависимости 00|н=у(е) по сравнению с данными, полученными вакуумным методом и другими, не связанными с фазовыми превращениями (ОБС). В пятой главе предложены практические рекомендации по применению полученных результатов.

В случаях, когда технологический процесс изготовления проволоки предполагает небольшие степени деформации, исходная заготовка может находиться в нормализованном и даже горячекатаном сосюянии. При значительных степенях деформации рекомендуется использование пагентированной заюювки. При этом степени деформации должны находиться на восходящей ветви кривой зависимости Кз.т.=^(е) и по возможности ближе к оптимальным.

В заготовках с исходной структурой зернистого перлита требуются большие степени обжатия (>40%), по сравнению со структурой ПП, для создания ячеистой субструктуры. Структура ЗП допускает использование более высоких максимальных степеней обжатия.

При определении места ПрТО в технологическом цикле изготовления проволоки необходимо учитывать, что С1епени обжатия до и после ПрТО должны соответствовать допустимым (близким к оптимальным).

Для стали 70ХГФА рекомендовано проводить па оптирование в области верхнего выступа С-кривой (при 1-650°С) с образованием сфуктуры тонкопластинчатого перлита, вместо применяемо! о на ОАО «Завод Красная Этна>/ патентирования на нижнем выступе (при 1=450°С)

Кроме того, целесообразно перераспределение степеней обжатия до и после ПрТО следующим образом:

Методом, наиболее достоверно представляющим величину аустенитшо зерна в предварительно холоднодеформированных сталях, являклея методы, не связанные с фазовыми превращениями при охлаждении, а выявляющие зерно именно в процессе выдержки при аусченитизации К таковым относя 1ся вакуумный метод, метод окисления и его разновидность - окисление в расплаве буры с добавлением селитры

7,0

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1.Изучено структурно-энергетическое состояния пружинных сталей по технологическим переходам и в целом, впервые оценены с помощью предельной удельной энергии деформации, механических свойств и двухпараметрического комплекса разрушения синергетики - критерия зарождения трещин, который количественно более объективно отражает состояние структуры (поврежденность) по сравнению со стандартными механическими свойствами.

2.Показано, что критерий зарождения зависит от химсостава: в углеродистой пружинной стали 68А он значительно выше, чем в легированных 65ГА, 51ХФА и 70ХГФА (см. гл.З)

3.Получены закономерности изменения критерия зарождения трещин в зависимости от структуры, степени деформации, а также от показателей пластичности (преимущественно от относительного сужения), по всем переходам указанных сталей, состоящие в том, что с возрастанием критерия зарождения трещины способность к деформации сталей повышается и, наоборот, если пластичность исходного металла выше, то и критерий зарождения трещин возрастает.

4.Предложен новый подход к оптимизации технологии изготовления пружинной проволоки на основе критерия зарождения трещины, позволяющий обоснованно перераспределять степени деформации, определять необходимость и место ПрТО в технологическом цикле, уменьшать степень дефектности х/т проволоки.

5.Для сталей 65ГА, 68А оптимальными степенями деформации, предшествующей ПрТО или ОТО, являются 26-76% в зависимости от структуры исходной заготовки. При этом критерий зарождения трещин максимален (см. табл. в гл.З, 4).

6. Для сталей 51ХФА, 70ХГФА оптимальными степенями деформации, предшествующей ПрТО или ОТО, являются 40-62% в зависимости от структуры исходной заготовки. При этом критерий зарождения трещин максимален.

7.При обеспечении оптимального распределения степеней деформации по переходам дополнительным резервом является регулирование зеренных характеристик аустенита (с13, Я, Ы). Установлены вклады каждой характеристики в критерий зарождения трещины проволоки в различных температурных интервалах. 8.0боснован выбор метода определения величины зерна аустенита в предварительно холоднодеформированных сталях, который позволяет объективно оценивать ДЗА при кратковременных выдержках, характерных для термически обработанной проволоки.

9.Решена актуальная научно-техническая задача оптимизации технологии производства пружинной термически обработанной проволоки из сталей 65ГА, 68А, 51ХФА, 70ХГФА на основе регулирования характеристик зерна аустенита и параметров структуры заготовки путем обоснованного перераспределения степеней деформации (в пределах от 25 до 80,3%) при волочении и корректировки режимов термообработки (закалки и отпуска).

Основное содержание диссертации отражено в следующих работах

1 Скудное В.А., Горшунов М Г Взаимосвязь сопротивления разрушению mi илллов с величиной зерна // Управление строением отливок и слитков' Межи> i сб научн. тр. / Н.Новгород; НГТУ. 1998. С.88-89.

2 Скуднов В.А., Горшунов М Г Влияние величины зерна на поведение преле 1ьной удельной энергии деформации // Материаловедение и высокотемперапрмыс технологии: Межвуз. сб научн. тр. / Н.Новгород; НГТУ 2000. С. 115-117.

3. Горшунов М.Г., Скуднов В.А. Влияние величины зерна на сопротивпсние разрушению и предельную удельную энергию деформации металлов и их применение для оценки взаимозаменяемых упрочняющих технологий 11 Физические технологии в машиноведении'Межвуз сб научн тр /Н Новгород Изд-во «Интелсервис». 2000. С. 115-121.

4 Горшунов М.Г., Комарова Т.В., Орлов Д.Н Характеристики действительною зерна аустенита в проволоке для пружин клапана Н Новые технологии в машиностроении, металлургии, материаловедении и высшем образовании Межвуз сб. научн тр. / Н Новгород; НП У 200! С 264 767

5. Горшунов М Г. Влияние структуры на предельные характеристики проволоки после различных видов обработки // Будущее технической науки нижегородского региона: тезисы докладов регионального молодежной) научно-технического форума / Н.Новгород; НГТУ. 2002. С.283.

6 Горшунов М.Г., Комарова Т.В. Исследование факторов, влияющих на критерий зарождения трещин термически обработанной провотоки из стали 68А Ч Материаловедение и металлургия: Труды НГТУ, Т.38 / Н Новгород; НГТУ 2003 С.240-244.

7 Горшунов М Г , Комарова Т.В. Влияние степени ПХПД на уровень дефектное!и проволоки из стали 68А после закалки и отпуска // Фундаментальные проблемы металлургии / Сб. материалов третьей межвузовской научно-технической конференции / Екатеринбург; Изд-во «Вестник УГТУ-УПИ». 2003 С 147-149

8 Горшунов М.Г.. Комарова ТВ. Применение критерия зарождения грещилы дчу оптимизации технологии производства пружинной прово юки " Материаловедение и металлургия: Труды НГТУ, Т 42 /11 Новгород, НГТУ 2004 С.202-205.

9 Горшунов М Г.. Гаврова МН. Комарова 1 В Исс )едование зависимоаи склонности к росту зерна от степени деформации и от стр>кт)ры ис/одной заготовки // Материаловедение и метал тур! ия Труды НГТУ. Т 42 / Н Hoi-ropo I НГТУ. 2004. С.205-210

Ю.Комарова Т.В., Гаврова М.Н, Горшунов МГ Разработка режимов сфероидизирующего отжига нитью проката провотоки из стали 70X1 ФА '' Материаловедение и металлургия- Труды НГТУ, Т 42 / Н Новгород; НГГ"У 2004 С. 199-202.

11 Горшунов М.Г , Говядинов С А., Комарова ТВ, Скуднов В А В шяние технологии производства пружинной проволоки на критерий зарождения трещины // Информационный сборник для руководителей технологических служб и предприятий радиоэлектроники, приборостроения и машиностроения -Изд 3, г Санкт-Петербург, 2002 С 189-192

Г1одп к печ. 17.11.04. Формат 60 х 84 '/16. Бумага офсетная. Печать офсетная. Печ. л. 1,0. Тираж 100 экз. Зак. 720.

Нижегородский государовенный технический университет. Типография НГТУ. 603600, Нижний Новгород, ул. Минина, 24

© Нижегородский государс! венный технический университет, 2004

f

i

I

р-б 16 3

РНБ Русский фонд

2006-4 4994

I

г