close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Методология формирования структурно-фазового состояния сталей для металлургических инструментов оптимизацией микролегирующего комплекса

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
Крылова Светлана Евгеньевна
МЕТОДОЛОГИЯ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРНО-ФАЗОВОГО
СОСТОЯНИЯ СТАЛЕЙ ДЛЯ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ
ИНСТРУМЕНТОВ ОПТИМИЗАЦИЕЙ
МИКРОЛЕГИРУЮЩЕГО КОМПЛЕКСА
05.16.01 – Металловедение и термическая обработка
металлов и сплавов
Автореферат диссертации на соискание учёной степени
доктора технических наук
Оренбург - 2018
Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего образования «Оренбургский государственный
университет» (ОГУ).
Официальные оппоненты:
Крапошин Валентин Сидорович,
доктор технических наук, профессор, ФГБОУ ВО
«Московский
государственный
технический
университет имени Н.Э. Баумана (национальный
исследовательский
университет)»,
профессор
кафедры материаловедения;
Капуткина Людмила Михайловна,
доктор физико-математических наук, профессор,
ФГАОУ ВО «Национальный исследовательский
технологический университет “МИСиС”», Главный
научный сотрудник кафедры обработки металлов
давлением;
Копцева Наталья Васильевна,
доктор технических наук, профессор, ФГБОУ ВО
«Магнитогорский государственный технический
университет имени Г.И. Носова», профессор
кафедры технологии металлургии и литейных
процессов
Ведущая организация -
ГНЦ РФ ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»,
г. Москва
Защита диссертации состоится 03 июля 2018 г. в 9:00 на заседании
диссертационного совета Д 212.181.02 на базе ФГБОУ ВО «Оренбургский
государственный университет», по адресу: 460018, г. Оренбург, пр. Победы, 13,
ауд. 170215.
С диссертацией и авторефератом диссертации можно ознакомиться в
библиотеке и на сайте (www.osu.ru) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный
университет».
Автореферат диссертации разослан ___ ____________ 2018 г.
Ученый секретарь
диссертационного совета
Калимуллин Руслан Флюрович
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы. Проблема повышения работоспособности и срока
службы тяжелонагруженного металлургического инструмента, несмотря на многочисленные исследования и многолетние поиски, до настоящего времени не имеет оптимального решения и является весьма актуальной задачей, имеющей большое научно-техническое и практическое значение.
Известно, что мировыми лидерами в производстве продукции тяжелого машиностроения является немецкая компания «Gontermann-Peipers», английская
компания «Sheffiel Forgemasters Engineering Ltd», шведская компания «Akers», которые до недавнего времени занимали ведущие позиции и на российском рынке.
Крупными заказчиками зарубежных производителей являлись такие предприятия
как ОАО «Северсталь» (г. Череповец), ОАО «ММК» (г. Магнитогорск),
ОАО «НЛМК» (г. Липецк), ОАО «КУМЗ» (г. Каменск-Уральский, Свердловская
обл.), ОАО «ОМК-Сталь» (Нижегородская обл.), ОАО «Уральская Сталь» (Оренбургская обл.), ОАО «Силовые Машины» (г. Санкт-Петербург), ОАО «КАМАЗМеталлургия» (г. Набережные челны), ОАО «ЧКПЗ» (г. Челябинск) и др.
Однако, в условиях сложившейся внешнеполитической обстановки данные
предприятия испытывают затруднения в приобретении подобного рода продукции, что влечет за собой простой оборудования и снижение объемов производства.
Среди отечественных производителей основную конкуренцию мировым лидерам в данном рыночном сегменте составляют предприятия: ОМЗ «Спецсталь»
(г. Санкт-Петербург), ОАО «Уралмаш» (г. Екатеринбург), ОАО «МК ОРМЕТОЮУМЗ» (г. Орск, Оренбургская область), которые в настоящий момент не могут
обеспечить все потребности предприятий металлургического комплекса России.
Одним из путей перехода к импортозамещению может служить повышение эксплуатационной стойкости и технологичности производимого инструмента за счет
структурообразования инструментальных сталей оптимизацией микролегирующего комплекса и режимов упрочняющей термической обработки.
Согласно приказу Минпромторга России №654 от 31 марта 2015 г. «Об
утверждении плана мероприятий по импортозамещению в отрасли тяжелого машиностроения Российской Федерации», разработан и утвержден отраслевой план
мероприятий по импортозамещению в гражданских отраслях промышленности
Российской Федерации, по которому доля импорта данного сегмента металлургического оборудования должна снизиться с 70% (2015-2016 г.) до 35% (к 2020 г.) за
счет разработки и внедрения проектов, направленных на выпуск импортозамещающей продукции.
Учитывая мировые тенденции, проблема разработки экономнолегированных
сталей, а также совершенствования технологии упрочнения металлургического
инструмента остаётся актуальной металловедческой задачей. Решение этой комплексной научной и производственной проблемы обусловило формулировку целей и задач диссертации.
3
Объект исследования - процесс производства и упрочнения легированных
инструментальных сталей для крупногабаритных тяжелонагруженных изделий
машиностроения.
Предмет исследования - механизм формирования структуры, фазового состава и эксплуатационных свойств микролегированных сталей при термическом
упрочнении.
Цель работы - повышение эксплуатационной стойкости и технологичности
крупногабаритного металлургического инструмента путем разработки методологических принципов структурообразования инструментальных сталей, включающих оптимизацию микролегирующего комплекса и режимов термического
упрочнения.
Задачи исследования:
1) разработка и оптимизация химического состава инструментальных сталей с
микролегирующим комплексом на основе применения математического планирования и статистической обработки экспериментальных данных;
2) выявление особенностей изменения структуры и фазового состава литой стали в результате гомогенизации и пластической деформации с последующей упрочняющей термической обработкой;
3) исследование кинетики распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении разработанных сталей для определения температурно-временных
интервалов фазовых превращений;
4) оценка структурообразования и поведения карбидных фаз в микролегированных сталях на различных этапах термической обработки;
5) определение особенностей фазовых превращений и механизма дисперсионного твердения разработанных сталей при высокотемпературном отпуске;
6) оценка влияния режимов термической обработки на механические и эксплуатационные свойства сталей при нормальных и повышенных температурах;
7) обоснование формирования температурных полей, обеспечивающих допустимый уровень остаточных напряжений при термическом упрочнении в пределах
10-30 МПа, на основе моделирования физико-механических процессов с применением программного комплекса «ANSYS»;
8) разработка оптимальных технологических режимов термического упрочнения экспериментальных сталей, обеспечивающих требуемый комплекс их механических и технологических свойств;
9) промышленная апробация разработанных сталей и режимов их термического
упрочнения в условиях машиностроительного и металлургического производства.
Содержание диссертации соответствует областям исследований паспорта
научной специальности 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов: п. 1 «Изучение взаимосвязи химического и фазового составов
(характеризуемых различными типами диаграмм), в том числе диаграммами состояния с физическими, механическими, химическими и другими свойствами сплавов»; п. 2 «Теоретические и экспериментальные исследования фазовых и
структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при различных
внешних воздействиях»; п. 6 «Разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов объемной и поверхностной термической, хи4
мико-термической, термомеханической и других видов обработок, связанных с
термическим воздействием…»; п. 9 «Разработка новых принципов создания сплавов, обладающих заданным комплексом свойств, в том числе для работы в экстремальных условиях».
Методы исследования. Использованы аналитические и численные методы
математического моделирования в планировании эксперимента и инженерном
анализе, метод расстановки приоритетов и наложенных проекций, теория трения
и изнашивания, теория фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах.
Для подтверждения достоверности разработанных методологических принципов и их реализации использованы методы фазового, структурного и физикохимического анализов сплавов, оценки механических и эксплуатационных
свойств, натурные испытания.
Научная новизна:
1) теоретически и экспериментально обоснован оптимальный химический
состав микролегированных сталей инструментального класса, отличающийся пониженным содержанием хрома и микролегирующим комплексом на основе вольфрама, ванадия, титана, бора и ниобия; получены новые марки легированных сталей с оптимальным сочетанием карбидообразующих элементов;
2) впервые получены термокинетические диаграммы разработанных сталей,
выявлены особенности протекания фазовых и структурных изменений при термическом воздействии, позволившие определить температурно-временные параметры аустенитизации и объяснить природу образующихся фаз;
3) на основании представлений о механизме фазовых превращений в процессе термической обработки разработанных сталей, установлено, что лимитирующей стадией является переход аустенита в мартенситную и дисперсную ферритоцементитную структуру при закалке, а также распад остаточного аустенита и вторичное дисперсионное твердение сплава при высокотемпературном отпуске;
4) обосновано воздействие микродобавок карбидообразующих элементов W,
Nb, Ti, V и B на структурообразование сталей на каждой стадии термического
воздействия; установлено, что высокотемпературный отпуск при температуре
550-650 оС обеспечивает дисперсионное твердение сплава благодаря выделению
дисперсных карбидных и интерметаллидных частиц размером не более 0,06 мкм;
5) определены закономерности изменения твердости в зависимости от температурно-временных параметров отпуска дисперсионно-упрочненных опытных
инструментальных сталей; установлено, что эти изменения твердости вызваны
взаимным влиянием легирующих элементов;
6) определены пределы и установлен механизм дисперсионного упрочнения
крупногабаритного инструмента при выделении карбидов в поверхностном слое и
формировании оптимальной структуры (мартенсит плюс карбиды), в этой струкуре фазовые превращения, вызываемые импульсными термическими циклами
нагрева и охлаждения при эксплуатации, обратимы;
7) обоснованы режимы термической обработки готовых изделий (комбинированный отжиг 1020 -1050 °С, закалка с температуры 1000 °С в масле и высокий
отпуск в интервале температур 550-650 °С), позволяющие значительно повысить
5
механические и эксплуатационные свойства при нормальных и повышенных температурах;
8) на основе адаптации методов математического моделирования в программной среде «ANSYS» к расчету теплового и напряженного состояний в крупногабаритных изделиях при нагреве и охлаждении оптимизированы режимы термической обработки готового инструмента из сталей 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и
70Х3Г2ВТБ.
Теоретическая значимость основных результатов диссертации заключается
в том, что разработанные научные положения являются значительным вкладом в
изучение закономерностей структурообразования сталей для металлургического
инструмента и развитие методов разработки оптимального химического состава и
легирующего комплекса сплавов для конкретных условий эксплуатации.
Практическая значимость состоит в повышении эксплуатационной стойкости металлургического инструмента на 15-20 % благодаря разработке новых технологичных микролегированных сталей инструментального класса, а также оптимизации режимов термической обработки, обеспечивающих сочетание механических и эксплуатационных свойств, необходимых для длительной работы крупногабаритного инструмента в условиях повышенного нагружения и интенсивного
изнашивания; метод построения моделей «состав – свойство» рекомендуется использовать в различных отраслях промышленности для оптимизации сплавов с
требуемым комплексом свойств;
Практическая значимость подтверждается актами внедрения:
- на ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск) основных результатов разработки
стали 70Х3Г2ВТБ и ее режимов термической обработки для изготовления валков
горячего деформирования прокатных станов;
- на металлургическом комбинате АО «Уральская сталь» (г. Новотроицк),
опытных партий бронеплит бункеров доменного цеха из стали 100Х3Г2МТР, рекомендованных режимов термического упрочнения для нужд и условий промышленного производства;
- на ОАО «Орский машиностроительный завод» (г. Орск) результатов разработки новой стали 70Х3Г2ФТР и оптимизированных параметров технологического режима термической обработки данной стали для изготовления штампов горячего деформирования;
Положения, выносимые на защиту, обладающие научной новизной:
1) результаты математического моделирования разработанных микролегированных сталей инструментального класса с оптимальным сочетанием карбидообразующих элементов, позволившие обосновать рациональные химические составы для изготовления способного к термическому упрочнению крупногабаритного
металлургического инструмента;
2) структурное обоснование новых составов износостойких сталей с заданным комплексом свойств, отличающиеся пониженным содержанием хрома и микролегирующим комплексом на основе вольфрама, ванадия, титана, бора и ниобия,
обеспечивающие более длительную безаварийную работу оборудования в условиях интенсивного изнашивания;
6
3) результаты исследования структуры, фазового состава и свойств разработанных сталей при различных видах деформационного и термического воздействий, демонстрирующие особенности протекания фазовых и структурных превращений на этапах технологического цикла получения, упрочнения и эксплуатации инструмента;
4) выявленные закономерности структурообразования в разработанных сталях на различных этапах термического цикла, позволяющие определить оптимальные параметры аустенитизации, обеспечивающие достаточное растворение
карбидов при ограниченном росте зерна аустенита, а также механизм фазовых
превращений в процессе термической обработки, обусловленный дисперсионным
упрочнением при выделении мелкодисперсных частиц карбидов размером 0,010,06 мкм;
5) результаты определения влияния термического упрочнения на механические и эксплуатационные свойства валковых сталей при нормальных и повышенных температурах, показывающие, что разработанные режимы термической обработки в виде комбинированного отжига, закалки от температуры 1000 °С в масле
с последующим высоким отпуском в интервале температур 550-650 °С, позволяют значительно повысить твердость, ударную вязкость и износостойкость металлургического инструмента;
6) распределение температурных полей и напряжений, формирующихся в
крупногабаритных изделиях в процессе термической обработки, позволяющее
контролировать градиент концентрационного фона и равномерность фазовых
превращений по сечению изделий на всех этапах термического воздействия;
7) механические и эксплуатационные свойства разработанных сталей в сравнении с существующими марками легированных сталей инструментального класса, отличающиеся повышенными значениями твердости (в интервале 54-56 HRC),
горячей твердости (40-59 HRC), ударной вязкости (KCU 110-161кДж/м2), необходимыми для длительной безаварийной работы крупногабаритного металлургического инструмента;
8) результаты внедрения разработанных микролегированных сталей инструментального класса и режимов термической обработки, позволившие в производственных условиях получить необходимые по ТУ сдаточные характеристики, показавшие увеличение продолжительности эксплуатации металлургического инструмента на 15-20 %, при обеспечении экономического эффекта от внедрения от
2 до 27 млн. руб. на соответствующие партии изделий.
Достоверность полученных результатов обеспечивается корректностью
постановки задач, комплексным использованием современных методов исследования и высокоточного оборудования, подтверждается применением математического моделирования, обработкой полученных результатов с использованием современных прикладных программ, согласованностью результатов выполненных
исследований с производственными испытаниями с учетом сопоставимости с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов в области темы диссертационного исследования.
7
Личный вклад автора. Диссертационная работа является результатом
обобщения многолетних исследований, основная часть которых выполнена лично автором, а часть – в соавторстве с сотрудниками кафедры материаловедения
и технологии металлов Орского гуманитарно-технологического института
(ОГТИ) (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет».
Личный вклад автора включает: обоснование выбора направлений исследований,
формулирование цели, постановку задач работы и методов их решения, разработку методологии формирования структуры и фазового состава инструментальных сталей оптимизацией легирующего комплекса и режимов упрочнения,
проведение теоретических и экспериментальных исследований, направленных
на разработку новых марок микролегированных сталей инструментального класса с оптимальным сочетанием карбидообразующих элементов, анализ и научное
обобщение результатов, формулировку выводов и защищаемых положений, а
также написание научных работ с изложением основных результатов исследования и их апробирования.
Реализация результатов работы. Результаты диссертационной работы
применяют на машиностроительных и металлургических предприятиях: ОАО
«МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск), АО «Уральская сталь» (г. Новотроицк), ОАО
«Орский машиностроительный завод» (г. Орск), в учебном процессе кафедры
материаловедения и технологии материалов ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет», кафедры материаловедения и технологии металлов
ОГТИ (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет».
Апробация результатов. Основные результаты диссертационной работы обсуждались, в качестве статей, устных, стендовых докладов, и получили одобрение
на международных научно-практических конференциях: «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных
конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2008 г.); «Уральская школасеминар металловедов-молодых ученых» (Екатеринбург, 2008…2016 гг.); «Актуальные проблемы прочности» (Тольятти, 2009 г.); «XХ Уральская школа металловедов-термистов “Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов”» (Екатеринбург, 2010, 2012 гг.); «Прочность и разрушение материалов и конструкций» (Оренбург, 2010); «Новые материалы и технологии в
машиностроении» (Брянск, 2012 г.); «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013 г.); «XXII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные
проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Оренбург, 2014 г.);
«Физическое металловедение» (Тольятти, 2016 г.); «XXIII Уральская школа металловедов-термистов, посвященная 100-летию со дня рождения профессора
А.А. Попова Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (Тольятти, 2016 г.); «Системы управления жизненным циклом изделий
авиационной техники: актуальные проблемы, исследования, опыт внедрения и
перспективы развития» (Ульяновск, 2016 г.); «Пром-Инжиниринг» (Челябинск,
2016 г.); всероссийских научно-практических конференциях: «Прочность и
разрушение материалов и конструкций» (Орск, 2001, 2002 гг.); «Теоретические
вопросы разработки, внедрения и эксплуатации программных средств» (Орск,
8
2011 г.); «Молодежь, наука, инновации» (Орск, 2012, 2013 гг.); итоговых научнопрактических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск,
2006…2013 гг.); «Компьютерная интеграция производства и ИПИ-технологии»
(Оренбург, 2015 г.); научно-методических семинарах кафедры материаловедения и технологии металлов ОГТИ (филиал) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет» (Орск, 2014 г.), кафедры материаловедения и технология
материалов ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет» (Оренбург, 2017 г.), Института Качественных сталей ГНЦ РФ ФГУП «ЦНИИчермет
им. И.П. Бардина» (Москва, 2013, 2017 гг.).
Основные результаты диссертации получены при выполнении договорных научно-исследовательских работ с ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» №555/1046/3741 от 01.10.2010 г. «Разработка оптимального легирующего комплекса для
упрочнения экономнолегированных сталей», №46-01/4521-38/12 от 10.01.2012 г.
«Разработка технологии изготовления прокатных валов из экономнолегированных сталей», №85/13-47/501 от 11.01.2013 г. «Разработка технологии термической обработки крупногабаритных валов роторов», выполняемых в рамках кафедральной научно-исследовательской работы № РК во ВНТИЦ 01201002340
код ГРНТИ 5349.13, 2010-2015 гг. «Разработка оптимального легирующего комплекса и способов обработки сталей, работающих в условиях повышенных
нагрузок», а так же госбюджетной научно-исследовательской работы на тему:
«Совершенствование технологических методов повышения долговечности изделий машиностроения, в том числе порошковых материалов и покрытий»
(№ гос. регистрации 01201168257, 2011-2016 гг.).
Соискатель является лауреатом премии Губернатора Оренбургской области
в сфере науки и техники (2014 г.); победителем межрегионального конкурса инженерного искусства «Оренбург-Уфа» в номинации «Разработка года» и «Лучшее предоставление проекта» (г. Уфа, 2017 г.).
Публикации. По материалам диссертационной работы и результатам исследований опубликованы 92 научные работы, в числе которых 18 статей в журналах из Перечня изданий, рекомендованных ВАК, 12 из которых индексированы в международных базах SCOPUS и Web of Since, 1 патент на изобретение.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести разделов, выводов, списка использованных источников и приложений. Текст изложен на 311 страницах, включает 60 таблиц, 133 рисунка. Список использованных источников содержит 311 наименований, из которых 60 иностранных публикаций. В приложениях на 44 страницах приведена дополнительная информация.
Благодарности. Автор признателен коллективу кафедры материаловедения
и технологии металлов ОГТИ (филиала) ФГБОУ ВО «Оренбургский государственный университет», где была выполнена большая часть данной работы, сотрудникам лабораторий физического металловедения ИФМ УРО РАН (г. Екатеринбург), деформирования и разрушения Института машиноведения УРО РАН
(г. Екатеринбург), и лично профессору В.И. Грызунову за постоянную поддержку и ценные советы при обсуждении результатов работы.
9
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы, установлены цель работы, задачи, объект и предмет исследования. Сформулированы научные результаты, выносимые на защиту, констатированы научная новизна и практическая значимость,
приведены сведения об апробации работы. Дан краткий обзор структуры и содержания диссертационной работы.
В первом разделе «Разработка и обоснование сталей, рекомендуемых для
изготовления металлургического инструмента» выполнен аналитический обзор
научной литературы, посвященной исследованиям в области металлургических
сталей, условий эксплуатации крупногабаритного инструмента, причин преждевременного разрушения и требований, предъявляемых к материалу изделий металлургической группы. Изучены кинетические особенности структурообразования и фазовых превращений в комплексно-легированных сталях, освещены современные методы и подходы к их оценке. Проанализированы работы, направленные на исследование механизма дисперсионного твердения сталей с микролегирующим комплексом.
Имеющийся промышленный опыт эксплуатации крупногабаритного металлургического инструмента (валков прокатных станов, футеровочных бронеплит,
штампов горячего деформирования) позволил сформулировать общие требования
к сталям для инструментов металлургической группы: высокая прокаливаемость
(не менее 45 НRС на глубине 55 мм), возможность получения достаточно пластичной сердцевины крупногабаритного инструмента (δ = 10-15 %), повышенная
прочность на поверхности (σ02 = 800-900 МПа), технологичность на основных переделах, высокая износоустойчивость и постоянство размеров в процессе эксплуатации. Наряду с указанными выше требованиями, стали должны содержать минимальное количество дорогих дефицитных легирующих элементов.
Традиционно основным материалом для изготовления крупногабаритного
металлургического инструмента, работающего в условиях высоких температур,
повышенного нагружения и изнашивания, являются стали типа 50ХН, 60ХН,
75ХМФ, 90ХФ и др., отличающиеся достаточной технологичностью, но низкой
эксплуатационной стойкостью готового инструмента. Более перспективными в
последнее время являются высокохромистые инструментальные стали мартенситного класса (45Х5МФ, 4Х5МФС, 75Х5МФ, 90Х5МФ и др.), дисперсионнотвердеющие с карбидным упрочнением, легированные сильными карбидообразующими элементами. Промышленный опыт их эксплуатации на машиностроительных и металлургических предприятиях: ОАО «Уральская сталь», (г. Новотроицк), ОАО «Орский машиностроительный завод», ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ»
(г. Орск) выявил ряд проблем, связанных с низкой технологичностью на основных
переделах, наличием протяженной карбидной сетки из-за повышенного содержания легирующих элементов (хрома), а также эксплуатационных дефектов в виде
выкрашивания поверхностного слоя, трещин разгара, сколов на поверхности, низкой эксплуатационной стойкости и износостойкости.
10
Разработкой сталей, пригодных для использования в сложных условиях
нагружения и комбинированного изнашивания, занимались Т.А. Белозерова,
П.И. Бобрик, И.П. Волчок, М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Н.А. Гринберг,
С.М. Левин, Ю.Р. Лившиц, Ю.Р. Немировский, В.С. Попов, Г.И. Сильман,
Г.А. Филиппов и другие исследователи. Установлено, что существует множество
легированных износостойких сталей и сплавов, но они, как правило, характеризуются повышенным содержанием дефицитных дорогих элементов, сложной термической обработкой, и не всегда обеспечивают комплекс свойств, требуемых
для длительной эксплуатации металлургического инструмента.
Как показывает анализ различных видов изнашивания инструмента, в процессе трения в поверхностных слоях металлов происходят сложные явления, связанные с перераспределением химических элементов, структурными превращениями, измельчением отдельных фаз и образованием вторичных структур. Характер
распределения легирующих элементов, строение и фазовый состав сплава оказывают значительное влияние на износостойкость деталей. При решении проблемы
повышения износостойкости металлургического инструмента используют конструкционные, технологические и эксплуатационные средства. Все они направлены на снижение интенсивности изнашивания, а также предупреждение недопустимых разновидностей поверхностной повреждаемости.
С повышением требований к качеству выпускаемой продукции значительно
возросли требования к материалу и технологии термической обработки. Значительный вклад в решение проблем, связанных с термической обработкой металлургического инструмента, внесли Д.И. Васильев, М.В. Гедеон, Ю.А. Геллер,
В.Н. Журавлев, Л.Г. Коршунов, Л.С. Кремнев, А.В. Макаров, А.М. Рогалев,
В.В. Сагарадзе, М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, М.А. Тылкин, В.К. Федюкин,
Ю.В. Юдин и др.
Несмотря на значительные успехи ученых, проблема подбора сталей и технологии их термической обработки весьма актуальна и требует дальнейшего исследования. Поэтому формирование комплексного подхода к разработке новых
марок сталей для крупногабаритного металлургического инструмента, не требующих сложных технологических решений и специального оборудования на всех
этапах технологического цикла, включая термическое упрочнение, на сегодняшний день является актуальной научной и производственной задачей, что в свою
очередь вызвало необходимость выполнения поисковых работ в области оптимизации микролегирующего комплекса и режимов термического упрочнения, позволяющих получить требуемое сочетание механических свойств и эксплуатационных характеристик.
Во втором разделе «Опытные стали инструментального класса с микролегирующим комплексом. Разработка, получение, методы исследования» представлены результаты разработки и оптимизации химического состава микролегированных сталей с применением методов математического планирования и статистического анализа; описаны использованные материалы и методы исследования.
Проблему разработки и оптимизации химического состава микролегированных сталей для металлургического инструмента решали комплексно с примене11
нием ранее апробированных методов математической статистики, в том числе с
применением пакета современных программ «KOMPLEX», разработанного
Уральским НИИ черных металлов (г. Екатеринбург), а также с использованием
программ математической и графической обработки экспериментальных данных.
Для решения поставленной задачи на основе анализа литературных данных и
предварительных промышленных испытаний для различных систем легирования
были получены матрицы математического планирования эксперимента, с вариациями легирующих элементов (Mn, Cr, V, Mo, W, Ti, B, Nb) (таблица 1). Содержание в сталях углерода (0,6-1,2 %) является необходимым и достаточным для
образования дисперсных карбидов, измельчения размера зерна при термическом
упрочнении, обеспечения прочности, ударной вязкости и теплостойкости инструмента.
Mn
Содержание, %
Ti
W
Nb
C
1,95 2,25 1,25 0,625 0,0375
предел
0,7
варьирования
0,9
0,5
0,5
0,25
0,015
0,2
парные
взаимодействия
верхний
предел (+)
3,0
1,5
0,5
0,25
0,06
1,2
нижний
предел (-)
0,9
3,0
2,0
1,0
0,015
0,6
код
1
2
3
4
5
………
13
14
15
16
х1
+
+
…
3,0
+
+
х2
+
+
…
1,5
+
+
х3
+
…
+
+
0,5
+
х4 х5=х1 х3 х6=х2 х4 х1 х2 х1 х4 х2 х3 х2 х4
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
…
…
…
…
…
…
…
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
0,25
+
+
+
+
+
+
Твердость, HRC
основной
уровень
Cr
Ударная вязкость, KCU, кДж/м2
Факторы
Износостойкость, КАС
Таблица 1 – Матрица планирования эксперимента
у1
1,0
1,39
1,88
0,48
0,82
…
0,83
1,24
1,23
1,25
у2
160
410
180
130
370
…
250
190
190
240
у3
15
49
42
54
16
…
20
54
54
35
В качестве критериев оптимизации химического состава экспериментальных
сталей приняты максимальные значения износостойкости, КАС, ударной вязкости,
КСU и твердости, HRC.
Пакет прикладных программ «KOMPLEX», осуществляющий регрессионный
статистический анализ данных, исключая незначащие и незначительные факторы,
позволяет проанализировать данные и выявить математические зависимости
определяемых свойств опытных сплавов от содержания указанных легирующих
элементов (таблица 2).
Для представления центрального композиционного плана использованы гра12
фики поверхности (рисунок 1), где показано взаимное расположение 16 наблюдений (опытных сплавов). Полученные графики позволили выявить сложные нелинейные взаимосвязи между переменными.
Таблица 2 – Математические зависимости влияния химического состава на абразивную стойкость литых сталей, АС = F(С, Cr, Mn, W, Ti, Nb)
Функция
F(%Cr)
F(%Mn)
F(%Ti)
F(%W)
F(%Nb)
F(%C)
Уравнения
y = A + Bx + Cx2
y = A + Bx + Cx2
y = A + Bx + Cx2
y = A + Bx
y = AeBx
y = A + Bx + Cx2
Коэффициенты
В
С
1,233
0,399
-1,852
1,969
4,225
-1,589
1,344
5,357
-9,491
14,627
11,986
А
3,527
9,326
3,967
4,174
4,219
8,167
Коэффициент
корреляции
0,729
0,685
0,692
0,590
0,623
0,708
Посредством метода наименьших квадратов выполнен линейный регрессионный анализ статистических данных (рисунок 2). Полученные массивы демонстрируют зависимость между группой факторов (Cr, Mn, Ti, W, Nb, C) и исследуемыми свойствами (AC, YAC, HRC). Порог уровня значимости (p - уровень) составляет 0,72.
Рисунок 1 - График 3М поверхности КAC, Рисунок 2 - Распределение
КCU, HRC
в опытной стали
остатков
КAC
Оптимизацию состава сплавов одновременно по нескольким свойствам путем варьирования уже ограниченного числа компонентов осуществляли при помощи метода наложенных проекций, где результаты экспериментов представлены
на трех координатных моделях «концентрация компонентов – свойство», а области перекрытия, полученные проекцией изоплоскостей на уровне пороговых значений свойств, определяют концентрационные области составов, удовлетворяющие максимальным значениям (рисунок 3).
В результате многофакторного эксперимента и регрессионного статистического анализа были разработаны и рекомендованы к дальнейшему исследованию
и промышленной апробации экспериментальные стали (70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР,
100Х3Г2МТР) с различным микролегирующим комплексом.
13
Рисунок 3 - Упрощенная пространственная модель состав-свойство среднелегированной стали с различным содержанием легирующих элементов (в литом состоянии): а – абразивная стойкость, б – ударно – абразивная стойкость, в – твёрдость, г – нахождение оптимального комплекса. Плоскости второго порядка
условно показаны в виде многоугольных призм
Выплавку разработанных сталей проводили в условиях ОАО «МК ОРМЕТОЮУМЗ» в фасонно-литейном цехе № 18 на индукционной печи ИШТ 0,4/0,32.
Для проведения исследований промышленным способом было выплавлено по 25
плавок каждой марки стали. Плавочный химический состав исследуемых марок
сталей представлен в таблице 3.
0,39
0,46
0,43
0,62
-
Ti
-
0,48
V
-
0,048 0,032 0,041
Mo
-
Al
0,0015 0,003
0,35
В
-
0,055
W
-
0,08
0,12
-
0,09
0,10
Cu Nb
0,06
2,92
2,85
Ni
0,07
0,012 0,010 0,011
70Х3Г2ВТБ
2,87
0,023 0,022 0,021
70Х3Г2ФТР
0,59
Cr
0,61
S
1,92
P
1,90
Si
0,67
1,94
Мn
0,64
100Х3Г2МТР
С
0,90
Марка стали
0,65
Таблица 3 – Химический состав исследуемых марок сталей, % (масс.)
В целях выявления особенностей механизма фазовых превращений в разработанных сплавах на модульном испытательном комплексе Gleeble System 3800
выполнены дилатометрические исследования с построением термокинетических
диаграмм распада переохлажденного аустенита.
14
Металлографические комплексные исследования выполнены с применением
световых микроскопов Axio 1 (ZEISS), АЛЬТАМИ МЕТ3 АПО с использованием
прикладной программы Thixomet-Pro при увеличениях 100 - 1000 раз, электронных растровых микроскопов JEOLJСM-6000 Neoscope, JEOL.JSM.6460LV с волновым энергодисперсионным анализатором JED 2300. Наблюдения осуществляли
во вторичных и обратно-рассеянных электронах, электронах поглощения и рентгеновском характеристическом излучении при напряжении от 5 до 25 кВ. Просвечивающая микроскопия выполнена методом дифракционного темнопольного анализа на микроскопе JEOLJEM2100 при ускоряющем напряжении 160 кВ. Фольги
утоняли электролитическим методом в смеси ортофосфорной кислоты и хромового ангидрида при напряжении 25 В.
Определение карбидных фаз выполняли химическим анализом карбидных
осадков с последующей идентификацией рентгеноструктурным методом. Отдельные карбиды выделены при анодном электролитическом растворении в растворе
7,5 % KCl и 0,5 % лимонной кислоты в воде, при плотности тока 0,02 А/см2 в течение 1- 3 часов. Для выделения специальных карбидов типа МеС, Ме7С3 и Ме23С6 из
анодного осадка, применяли кипячение в водном растворе соляной кислоты (160 мл
H2O, 40 мл HCl) в течение 3-5 ч. Рентгенограммы карбидных фаз получены на рентгеновском дифрактометре ДРОН-4-07 и минидифрактометре МД-10 в Fe Кαизлучении.
Ударные испытания проводились на инструментированном маятниковом копре «Tinius Olsen» IT542 M с разложением результата на работы зарождения и распространения трещины. Механические свойства и технологические характеристики
(микротвердость, твердость, ударная вязкость, разгаростойкость, износоустойчивость,) получены с соблюдением стандартов (ГОСТ 9450-76, ГОСТ 9013 – 59 (ИСО
6508-86), ГОСТ 23.225 – 99, ГОСТ 9454 – 78). Оценку распределения температурных
полей и напряжений при термическом упрочнении, осуществляли с применением
универсального конечно-элементного программного комплекса «ANSYS» на основании метода конечных элементов.
В третьем разделе «Термокинетические особенности протекания фазовых и
структурных превращений в опытных инструментальных сталях» представлены
результаты исследования кинетики превращений, разработанных микролегированных сталей с построением термокинетических и изотермических диаграмм
распада переохлажденного аустенита в различных областях фазовых превращений.
Получены графические зависимости роста аустенитных зерен от температурно-временных параметров аустенитизации (рисунок 4).
Исходя из необходимости максимально возможного растворения первичных
карбидных частиц, при минимизации роста аустенитных зерен в процессе эксперимента опытные образцы нагревали до 1000 °С, выдерживали в интервале
аустенитизации 15 минут, охлаждали в интервале скоростей 0,013-10 °С/с. В результате исследования установлены критические точки, лимитирующие интервалы фазовых превращений при нагреве и охлаждении, определена зависимость
15
точки Мн от параметров аустенитизации (таблица 4, рисунок 5).
Анализ полученных зависимостей
(рисунок 5) показал, что различие микролегирующего комплекса полученных
сталей оказывает неоднозначное влияние на интервал мартенситного превращения. Частичное растворение более устойчивых карбидов типа Ме3С,
МеС, Ме6С на основе V и Мо, и в особенности W, повышает температуру т.
МН и стабилизирует температурную
зависимость (70Х3Г2ВТБ). Растворение в металлической основе менее
устойчивых к температуре аустенитизации карбидных фаз на основе Cr, вызывает резкое падение температуры
МН с увеличением температуры нагрева
в
интервале
900–1000
°С
(70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР).
Выделение карбидных осадков на
данном этапе исследования свидетельствует, что в результате аустенитизации при температуре 1000 оС, происходит перераспределение элементов в
карбидах типа Me7С3, МеС, Ме3С,
Ме23С6, часть атомов Fe переходит в
твердый раствор, вследствие чего концентрация Мо, V, W, Ti в указанных
карбидах возрастает (таблица 5).
Рисунок 4 – Зависимость роста зерна аустенита от температурно-временных параметров
аустенитизации
Таблица 4 – Установленные интервалы
критических точек разработанных сталей
Критические точки, оС
Ас1
Марка стали
Асm
Ас1н
Ас1к
70Х3Г2ВТБ
765
825
-
70Х3Г2ФТР
760
815
-
100Х3Г2МТР
755
805
Рисунок 5 – Зависимость температуры МН
от температурных параметров аустенитизации
16
Таблица 5 – Сводные данные анализа растворимости легирующих элементов в
карбидных осадках исследуемых сталей
Сталь
70Х3Г2ВТБ
70Х3Г2ФТР
100Х3Г2МТР
Суммарное количество карбидов, %
Тип карбидов
Концентрация легирующих элементов в
карбидах, % (масс.)
Mn
Fe
Cr
W
Ti
Nb
Mo
V
0,8-0,9
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
-
32
5
9
4
57
33
2
42
16
-
-
0,5-0,6
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
-
18
6
60
26
-
18
49
-
-
4
19
0,2-0,3
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
-
21
23
32
18
-
22
55
-
25
4
-
Термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита (рисунок 6) свидетельствуют, что максимальной устойчивостью аустенита к распаду по
перлитному и бейнитному механизму обладает сталь 70Х3Г2ВТБ. Наличие вольфрама в микролегирующем комплексе значительно подавляет диффузионные
процессы начиная со скорости охлаждения 0,1 °С/с, тогда как в стали
70Х3Г2ФТР, микролегированной ванадием, перлитное и бейнитное превращение
подавляется от 0,25 оС/с.
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
Рисунок 6 - Термокинетические диаграммы распада переохлажденного
аустенита разработанных сталей
17
Минимальной устойчивостью к распаду аустенита по первой и промежуточной ступени обладает сталь 100Х3Г2МТР, содержащая в качестве основного микролегирующего элемента молибден. На ТКД зафиксирован интервал скоростей
бездиффузионного распада 0,4 - 0,5 °С/с. Сравнительные данные критических
скоростей охлаждения в перлитном и мартенститном интервале для разработанных сталей указаны в таблице 6.
Таблица 6 – Значения критических скоростей охлаждения разработанных сталей
Сталь
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
VВКЗ, °С/ с
0,4
0,2
0,1
VНКЗ, °С/с
0,5
0,3
0,15
VП, °С/с
0,05
0,03
0,01
Методом просвечивающей электронной микроскопии изучена морфология
мартенститных кристаллов после охлаждения со скоростью 10°С/с (рисунок 7).
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
Рисунок 7 – Тонкая структура разработанных сталей после непрерывного
охлаждения, темнопольное изображение х 37000; (Vохл. = 10 °С/с)
Видно, что мартенсит в стали 100Х3Г2МТР, образующийся после закалки,
имеет пакетную морфологию и значительное количество остаточного аустенита,
до 20% по данным магнитометрии и рентгеноструктурного анализа. В структуре,
закаленной стали 70Х3Г2ФТР также формируются дисперсные кристаллы мартенсита прежней морфологии, но присутствует меньшее количество остаточного
аустенита (7-10%); протяженность мартенситных блоков составляет в среднем
около 1,5 мкм. В стали 70Х3Г2ВТБ образуется пластинчатый мартенсит с минимальным количеством не превращённого аустенита в локальных микрообъемах,
не более 5%. Микротвердость мартенситной фазы для стали 100Х3Г2МТР составляет 800–830 HV, в сталях 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ она несколько ниже, порядка (780 – 800 HV).
Для определения влияния структурообразования по первой и второй ступени
на механические свойства и технологические характеристики сталей 70Х3Г2ФТР,
70Х3Г2ВТБ и 100Х3Г2МТР, исследована кинетика распада переохлажденного
аустенита в области температур бейнитного и перлитного превращений. Температуры изотермических выдержек проанализированы с учетом термокинетической
диаграммы распада переохлажденного аустенита изучаемых материалов.
18
На основе структурных и дюрометрических методов построены изотермические диаграммы диффузионного распада аустенита в перлитной и бейнитной области (рисунок 8).
а)
б)
в)
Рисунок 8 - Изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита разработанных сталей: а - 100Х3Г2МТР, б - 70Х3Г2ФТР, в - 70Х3Г2ВТБ
Наименьший инкубационный период распада переохлажденного аустенита
по первой ступени для опытных сталей составил от 40 до 70 минут при температуре минимальной устойчивости 615-650 °С.
Установлены температурные интервалы образования верхнего и нижнего
бейнита, твердость, микротвердость и температурные области его устойчивости.
Видно, что стали 70Х3Г2ВГБ и 70Х3Г2ФТР обладают большей устойчивостью к
распаду аустенита в бейнитной области, чем сталь 100Х3Г2МТР.
В таблице 7 указаны температуры минимальной устойчивости аустенита, а
также продолжительность инкубационного периода распада аустенита по первой
и промежуточной ступени.
Таблица 7 – Температурно-временные интервалы инкубационного периода распада аустенита для разработанных сталей
Марка стали
Температура минимальной устойчивости аустенита, °С
Инкубационный период распада
аустенита при температуре его минимальной устойчивости, мин
распад по I-ой
ступени
распад по II-ой
ступени
распад по I-ой
ступени
распад по II-ой
ступени
100Х3Г2МТР
615
150
40
42
70Х3Г2ФТР
640
200
58
58
70Х3Г2ВТБ
650
250
70
130
Из приведенных изотермических диаграмм следует, что формирование в разработанных сталях микролегирующего комплекса обуславливает разделение
условий протекания фазовых превращений по перлитному и бейнитному механизму. Видно, что промежуточное превращение смещается в более низкотемпера19
турную область, а между первой и второй ступенью появляется интервал относительной устойчивости аустенита.
В четвертом разделе «Разработка оптимальных режимов термической обработки опытных сталей на основе исследования структурообразования и фазовых превращений на каждом этапе термического воздействия» представлены результаты определения рациональных режимов термической обработки исследуемых сталей на основе формирования структурного состояния и эксплуатационных
свойств микролегированных сталей при термическом упрочнении.
Литая структура разработанных сталей характеризуется выраженным дендритным строением. Дендриты имеют значительную разветвленность и средний
диаметр ветвей около 0,15-0,18 мкм; в свободном виде присутствуют включения
карбидного типа, о чем свидетельствуют результаты микрорентгеноспектрального
анализа. Литая структура соответствует твердости 35-45 HRC. С целью устранения последствий неоднородного затвердевания литые заготовки подвергали гомогенизационному отжигу в интервале температур 1000 – 1200 °С.
Как видно из анализа микроструктур (рисунок 9), отжиг исследуемых сталей
при указанных температурах не привел к устранению дендритной ликвации, однако для металла характерно снижение твердости до 30-35 HRC, что обусловлено
фрагментацией и уменьшением ветвей дендритных кристаллов с частичным растворением хрупких избыточных карбидов в металлической основе.
а)
б)
в)
Рисунок 9 – Структура экспериментальных сталей после гомогенизационного
отжига (П+С+К, балл зерна 6, твердость 30-35 HRC); а - 100Х3Г2МТР,
б - 70Х3Г2ФТР, в - 70Х3Г2ВТБ
Данный факт повлек за собой необходимость применения технологической
операции всесторонней свободной ковки при температуре 1200 °С со степенью
деформации 15, 30, 50 % с последующей сфероидизацией (рисунок 10). Нагрев
под ковку осуществляли с промежуточными ступенями при температурах 400,
850 и 1200 °С для свободного протекания диффузионных процессов.
При степени деформации, соответствующей 15 %, в сталях сохранялась карбидная неоднородность. При максимальном обжатии (50 %) карбидная неоднородность устранилась, однако наблюдалась ярко выраженная текстура деформации. Оптимальной является степень деформации, соответствующая 30 %, при которой не наблюдается грубой текстуры, наряду с устранением карбидной неодно20
родности, а развитие процессов динамической рекристаллизации обеспечило
формирование равновесной формы кристаллических зерен металлической основы
сплава, что соответствует оптимальным структурным условиям для выполнения
упрочняющей термической обработки. Твердость после сфероидизации на уровне
15-22 HRC.
Рисунок 10 – Технологический режим проведения ковочной операции
Анализ структуры исследуемых сталей после отжига позволил выявить, что в
процессе нагрева с последующим комбинированным охлаждением произошло
обеднение матрицы по углероду за счет сфероидизации имеющихся и выделения
новых карбидных частиц, размером до 0,1 мкм при минимальном расстоянии
между ними 0,3-0,5 мкм. Металлическую основу сталей 70Х3Г2ФТР и
100Х3Г2МТР после указанной термической обработки составляет ферритоцементитная смесь, для которой характерна неравновесная форма субзеренных
границ (рисунок 11). На фоне металлической основы наблюдаются частицы
сложных карбидов. В стали 70Х3Г2ВТБ карбидные включения значительно крупнее, их размер колеблется в широком интервале от 0,5 мкм до 0,05 мкм.
Анализ растворимости легирующих элементов в карбидных осадках, представленный в таблице 8, позволил определить, что в процессе сфероидизирующего отжига с комбинированным охлаждением в полученных сталях выделились
карбиды типа Me3С, МеС, и Ме23С6. В структуре также присутствует легированный цементит (Fe,Cr)3С, в котором порядка 25 % атомов Fe замещено Cr. В то же
время, как состав карбидных частиц на основе хрома включает до 13-24 % Mn, и
от 2 до 10 % W, Ti, Mo, V и Nb.
21
70Х3Г2ФТР
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ВТБ
Рисунок 11 – Структура разработанных сталей после ковки и последующего
сфероидизирующего отжига (твердость 70Х3Г2ФТР 18-23 HRС, 100Х3Г2МТР 25 HRC, 70Х3Г2ВТБ - 33 HRC)
Таблица 8 - Данные химического анализа в карбидных фазах после отжига
Сталь
70Х3Г2ВТБ
Суммарное
количество
карбидов,
%
6,5-7
70Х3Г2ФТР
6,3-6,5
100Х3Г2МТР
6,8-7,2
Тип карбидов
Концентрация легирующих элементов
в карбидах, % (масс.)
Mn
Fe Cr
W
Ti
Nb Mo
V
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
Ме3С
Ме7С3+Ме23С6
МеС
3
24
3
13,2
10,3
2
3
-
72
40
5
70
15
2,2
73
26
19
25
28
3
28
68
2,1
25
67
20
4
36
-
2
67
1,3
85,4
1
60
2
9
-
3
1
2,5
-
Изучение кинетики фазовых превращений в разработанных сталях, позволило рекомендовать оптимальные параметры закалки с аустенитизацией в области
температур 900-1000 °C, что способствует образованию структуры пакетного
мартенсита, обеспечивает твердость 63-65 HRC для 70Х3Г2ВТБ и 70Х3Г2ФТР, и
56-58 HRC для стали 100Х3Г2МТР, что связано с увеличением в структуре количества остаточного аустенита до 15-20 %. Выделение карбидных фаз после закалки выявило, что в стали 70Х3Г2ФТР, также как и в 100Х3Г2МТР, закаленных от
температуры 1000 °С, в свободном виде присутствует 0,5-0,7 % карбидов. В стали
70Х3Г2ВТБ, содержащей в составе W и Nb, осаждены более устойчивые к растворению карбиды в количестве 0,8-0,9 %. Нерастворенные карбидные фазы отчетливо видны на электронно-микроскопических снимках структур и темнопольных изображениях в карбидных рефлексах (рисунок 12, 13).
22
70Х3Г2ФТР
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ВТБ
Рисунок 12 – Тонкая структура разработанных сталей после закалки с температуры 1000 °C, темнопольное изображение в карбидном рефлексе; х 50000
Рисунок 13 – Составы нерастворенных карбидных фаз после закалки
от 1000 °С; а - 70Х3Г2ФТР, б - 70Х3Г2ВТБ, в - 100Х3Г2МТР
Важной составляющей термической обработки стали с мартенситной структурой является отпуск. Характер разупрочнения разработанных сталей при отпуске отражен графическими зависимостями изменения твердости от температурновременных параметров процесса (рисунок 14). Температура изотермической выдержки варьировалась в пределах от 300 до 700°С, продолжительность изменялась в интервале 1–25 ч. Высокая твердость закаленной стали обусловлена наличием в структуре углеродистого мартенсита и составляет 63-65 HRC. Зависимость
твердости от продолжительности отпуска имеет вид ниспадающих кривых, при
этом интенсивность разупрочнения существенным образом зависит от температуры. В процессе отпуска протекает ряд превращений, оказывающих влияние на
уровень твердости полученных сталей. Основным фактором, вызывающим
разупрочнение является снижение тетрагональности мартенсита, в то время, как
одновременное образование дисперсных карбидов, в том числе – специальных,
23
напротив, способствует повышению прочностных характеристик. Взаимосвязь
этих процессов определяет характер изменения твердости разработанных сталей.
Анализ полученных зависимостей
показал, что для всех разработанных
сталей с микролегирующим комплексом на начальных этапах выдержки в
первые 1-3 часа в интервале 500 - 600
ºС наблюдается некоторое снижение
твердости на 5-7 ед. HRC, после чего
темп разупрочнения снижается. Процесс объясняется коагуляцией легированного цементита в данном темпера70Х3Г2ФТР
турно-временном интервале, который
затем превращается в специальные карбиды, в том числе и в карбиды хрома
типа Ме23С6, что обеспечивает стабилизацию твердости на уровне 45-55 HRC.
Нагрев до 700 ºС вызывает интенсивное
разупрочнение сталей, объясняемое коагуляцией карбидных фаз, интенсификацией процессов отпуска и полигонизации мартенситных кристаллов, появ70Х3Г2ВТБ
лением отдельных микрообъемов с пониженной плотностью дислокаций.
На рисунке 15 представлена эволюция тонкой структуры разработанных сталей на этапе высокотемпературного отпуска. Наблюдения показывают, что мартенситная основа в большей степени утрачивается на ранних
стадиях отпуска (1,5-3 часа при 550 оС
и выше).
100Х3Г2МТР
Распад пересыщенного твердого
Рисунок 14 – Зависимость изменения твердости от температурно-временных параметров раствора происходит с выделением избыотпуска
точных карбидных фаз двух типов: цементитного - Ме3С и специального - МеС,
размером не более 10 нм. Выделение дисперсных специальных карбидов становится заметным на электронно-микроскопических изображениях после 3-х часовой выдержки для сталей 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР (рисунок 15, а, б). В этом
интервале наблюдаются первые стадии полигонизации и рекристаллизации феррита, интенсифицируемые после 5-часовой выдержки, одновременно с коагуляцией специальных карбидных фаз (рисунок 15, г, д).
Необходимо отметить, что в стали 70Х3Г2ВТБ имеются определенные отличия от 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР. Присутствие вольфрама в составе микролеги24
рующего комплекса замедляет процесс диффузии основных легирующих элементов, тем самым мартенситная основа структуры, характерная для закаленного состояния, сохраняется, но с разбиением мартенситных кристаллов на отдельные
фрагменты с пониженной плотностью дислокаций, что продемонстрировано на
светлопольных изображениях, (рисунок 15, в). Также выявлено, что у стали
70Х3Г2ВТБ в интервале температур 600 - 650 оС фазовый состав избыточных частиц в свободном виде расширяется. На электронно-дифракционной картине зафиксированы многочисленные рефлексы карбидов, идентифицированные, как
WC, о выделении которых можно судить по появлению эффекта «ряби» внутри
мартенситных прослоек (рисунок 15, е).
а)
б)
в)
г)
д)
е)
Рисунок 15 – Тонкая структура разработанных сталей после закалки и высокотемпературного отпуска (70Х3Г2ФТР при 600 оС: а –3 ч., г - 5 ч.;
100Х3Г2МТР при 550 оС: б –3 ч., д - 5 ч.; 70Х3Г2ВТБ при 600 оС: в –3 ч., е - 5 ч.)
Результаты проведенных электронно-микроскопических исследований внесли значимый вклад в развитие методологических основ разработки микролегированных сталей инструментального класса в части обоснования рациональных параметров режимов окончательной термической обработки в виде высокотемпературного отпуска в интервалах 600 – 650 оС для стали 70Х3Г2ВТБ (стабилизация
твердости на уровне 51-53 HRC); 600 оС для стали 70Х3Г2ФТР (стабилизация
твердости на уровне 52-55 HRC); 550 оС для стали 100Х3Г2МТР (стабилизация
твердости на уровне 55-58 HRC).
Реализация разработанных режимов термического упрочнения на готовых
изделиях всегда сопряжена с рядом трудностей, вызванных масштабным фактором, возможной поводкой, короблением и даже разрушением изделия на данном
этапе в связи с термическими напряжениями при нагреве и охлаждении. Поэтому,
перед внедрением режимов термической обработки, методами математического
моделирования в визуальной среде «ANSYS» проведен расчет температурного и
напряженного состояний, при термической обработке валков горячей прокатки из
стали 70Х3Г2ВТБ, штампов горячего деформирования из стали 70Х3Г2ФТР и
25
бронеплит бункеров из стали 100Х3Г2МТР.
Анализ тепловых полей штампа горячего деформирования из стали
70Х3Г2ФТР (рисунок 16) показывает, что на стадии отжига распределение температур более равномерное. Температурный градиент по сечению составляет не более 0,5 оС/мм (рисунок 16, а). Закалка приводит металл в боле напряженное состояние. Перепад температур увеличивается и составляет около 1-1,2 оС/мм (рисунок
16, б). Однако на стадии отпуска происходит компенсация напряжений, температурный градиент выравнивается по всему сечению и составляет не более 0,2-0,4
о
С/мм (рисунок 16, в).
а)
б)
в)
Рисунок 16 - Распределение температурных полей при охлаждении стали от
температур отжига (а), закалки (б), отпуска (в)
Расчеты напряженного состояния штампа показывают, что при охлаждении
от температуры отжига в начальный период времени напряжения минимальные
(рисунок 17, а), и не превышают 1 МПа. Максимальные напряжения возникают
после 16 ч. 42 мин. от начала охлаждения (рисунок 17, б) и составляют 28 МПа,
причем все напряжения растягивающие. Максимальные растягивающие закалочные напряжения формируются в верхней полости штампа через несколько минут
после начала охлаждения от температуры закалки и составляют около 62 МПа
(рисунок 18, а). К концу охлаждения уровень напряжений снижается и не превышает 29 МПа (рисунок 18, б).
а)
б)
Рисунок 17 – Распределение напряжений в штампе после отжига:
а - 2 мин. от начала охлаждения; б - 16 ч. 42 мин. от начала охлаждения
26
а)
б)
Рисунок 18 - Распределение напряжений в штампе после закалки в начале
(а) и в конце (б) охлаждения
Медленное охлаждение от температуры отпуска 600 оС приводит к снижению уровня остаточных напряжений. Через 3 минуты после начала охлаждения
максимальные значения напряжений фиксируются на отметке 27 МПа (рисунок
19, а), к концу охлаждения с температуры отпуска обращаются в ноль (рисунок
19, б).
а)
б)
Рисунок 19 – Распределение напряжений в штампе после отпуска в начале
(а) и в конце (б) охлаждения
Анализ температурно-напряженного состояния готового изделия в виде
штампа горячего деформирования показал, что разработанный процесс термического упрочнения обеспечивает равномерное распределение температурных полей по сечению металлургического инструмента и формирует допустимый уровень остаточных напряжений в пределах 10-30МПа, как на предварительном, так
и на окончательном этапе термической обработки.
В пятом разделе «Оценка механических и эксплуатационных свойств разработанных сталей» приведены сравнительные данные по механическим свойствам
и эксплуатационным характеристикам традиционных сталей инструментального
класса и разработанных марок 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР, рекомендуемых для крупногабаритного металлургического инструмента (таблица 9).
Видно, что полученные стали, не только соответствуют ТКД (ОСТ 24.013.04-83)
по классу прочности, но и значительно превышают часто применяемые в тяжелом
машиностроении инструментальные и износоустойчивые стали по ударной вязкости и износостойкости.
27
Таблица 9 – Сравнительный анализ механических и эксплуатационных свойств
сталей инструментального класса после термического упрочнения
Сталь
Твердость,
HRC
60ХН
45Х5МФ
5ХНМ
4Х5МФС
110Г13Л
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
100Х3Г2МТР
37
48
39
52
22
54
54
56
Предел
текучести
σт, МПа
920
1220
1420
1480
400
1520
1570
800
Предел прочности
σв, МПа
1280
1480
1250
1590
710
1690
1710
1100
Ударная вязкость, КСU,
кДж/м2
65
107
59
59
31
112
161
110
Износостойкость,
Кас
0,8
1,04
0,99
1,19
1,2
2,75
1,99
2,8
Экспериментально получены значения ударной вязкости термообработанных
сталей инструментального класса при комнатной и повышенных температурах
(350 – 500 °С), близких к температуре эксплуатации готовых изделий. Анализ
диаграмм ударного нагружения исследованных образцов (рисунок 20) показал
общую тенденцию: для нормальной температуры испытаний величина ударной
нагрузки плавно подрастает, но после достижения максимума резко падает.
Вид диаграммы нагружения указывает на то, что зарождение трещины происходит вязко и сопровождается определенной пластической деформацией, а
дальнейшее распространение трещины происходит в условия преобладающего
хрупкого разрушения.
Согласно полученным результатам сталь 70Х3Г2ФТР обладает более низким
уровнем ударной вязкости при комнатной температуре (KCU = 112-135 кДж/м2).
Повышение температуры испытаний от комнатной до 500 °С приводит с росту
значений KCU до уровня KCU = 156-183 кДж/м2. При этом вид диаграмм ударного нагружения меняется от типично хрупкого с резким падением нагрузки после
достижения ее максимума, к вязкому с плавным снижением нагрузки.
Повышение температуры испытаний от комнатной до 500 °С вызывает появление в изломе характерных вязких ямок, доля которых растет с увеличением
значений KCU (рисунок 21). Фрактографический анализ разрушенных образцов
показал, что при температуре 20 °С разрушение произошло квазихрупко, однако
из рисунка 21, а, б видно, что относительно ровный (плоский) участок разрушения, не всегда связан ориентационно с плоскостями скола, и характеризуется тем,
что наряду с признаками хрупкого разрушения имеет признаки пластической деформации (гребни). Фасетка квазискола имеет менее четкие границы, чем фасетка
скола, разрушение развивается преимущественно от центральной части фасетки к
периферии. С повышением температуры испытаний до 500 °С фрактограмма меняет квазискольный микрорельеф поверхности разрушения на характерный для
вязкого разрушения ямочный рельеф. Этот факт, а также симметричный тип диаграммы ударного нагружения указывает на то, что в этих условиях значительная
часть общей энергии разрушения затрачивается на распространение трещины, что
указывает на некоторый рост конструкционной прочности материала.
28
Закалка в масле от 1000 °С; отпуск 600 °С,
Закалка в масле от 1000 °С; отпуск 650 °С,
выдержка 7 ч.; А = 2,11 Дж (2,57 Дж)
выдержка 3 ч.; А = 8,93 Дж (12,92 Дж)
2
KCU = 112 кДж/м
KCU = 127 кДж/м2
Испытания при температуре (20 °С)
Закалка в масле от 1000 °С отпуск 600 °С,
Закалка в масле от 1000 °С отпуск 650°С,
выдержка 3 ч.; А = 12,06 Дж (12,92 Дж)
выдержка 7 ч.; А = 27,16 Дж (18,64 Дж)
KCU = 150 кДж/м2
KCU = 183 кДж/м2
Испытания при температуре (500 °С)
Рисунок 20 – Ударная вязкость термообработанной стали 70Х3Г2ФТР
при комнатной и повышенной температурах
а)
Б)
Рисунок 21 - Фрактографические особенности изломов термообработанной
стали 70Х3Г2ФТР при комнатной (а) и повышенной (б) температурах
На основании сравнительного анализа полученных результатов ударных испытаний, представленных в таблице 10, можно проследить тенденцию роста зна29
чений KCU с повышением температуры испытаний и, в меньшей степени, с увеличением времени выдержки при одинаковой температуре отпуска.
Таблица 10 - Сравнительный анализ ударной вязкости разработанных сталей
KCU, кДж/м2
при температуре 20°C
KCU, кДж/м2
при температуре 500°C
3
112
156
5
131
168
7
135
183
3
127
250
5
158
270
7
161
400
3
56
201
5
82
251
7
102
380
Параметры отпуска:
(температура 600 °C; время выд. ч)
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
100Х3Г2МТР
Динамика изменения ударной вязкости коррелирует со значениями трещиностойкости разработанных сталей (таблица 11), полученными в результате выполнения фазового рентгеноструктурного анализа и обработки дифрактограмм, используя отношение, связывающее размер пластической зоны с критическим значением коэффициента интенсивности напряжения:
2
1  K1c 
hmax 

 ,
n    0,2 
где hmax – максимальная глубина пластической зоны, м; σ0,2 – предел текучести
материала, МПа; К1с – коэффициент интенсивности напряжения, МПа√м; n – коэффициент, отражающий локальное напряжение состояние материала в момент
разрушения, МПа.
Таблица 11 – Значения трещиностойкости исследуемых сталей
Трещиностойкость, МПа·м1/2
60ХН
45Х5МФ
100Х3Г2МТР
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
55,5
52,5
53,5
54,5
56,5
Оценку теплостойкости готовых металлургических инструментов осуществляли по определению «горячей» твердости в интервале температур 300-600 ºС, соответствующих режимам эксплуатации (согласно РД 34.17.411) (таблица 12). В
сталях 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР, 100Х3Г2МТР до температуры 400°С практически
не наблюдается тенденции к снижению «горячей» твёрдости (≈1-2 HRC), тогда как
в сталях 60ХН, 5ХНМ, широко применяемых в производстве валков и штампов горячего деформирования, начиная с 300 °С твёрдость снизилась до уровня 25-26
HRC, что соответствует процессу резкого разупрочнения при нагреве.
30
Таблица 12 – Сравнительные характеристики теплостойкости металлургического
инструмента
Сталь
60ХН
45Х5МФ
5ХНМ
4Х5МФС
70Х3Г2ФТР
70Х3Г2ВТБ
100Х3Г2МТР
300
26
44
28
45
49
50
54
Температура эксплуатации, оС
400
500
25
23
40
37
26
24
38
36
47
45
48
44
53
48
600
19
34
18
35
42
40
40
Во всех представленных в таблице 12 сталях интервал температур 500-600 °С
соответствует снижению «горячей» твердости, однако в сталях 70Х3Г2ВТБ,
70Х3Г2ФТР, 100Х3Г2МТР она остаётся на уровне 40-42 HRC, что является приемлемым значением для безаварийной эксплуатации тяжелонагруженного инструмента. Анализ структурных изменений в поверхностном слое после эксплуатационных испытаний показал, что снижение твёрдости вызвано коагуляцией
дисперсных карбидных фаз упрочнителей (Fe,Cr)3C, (Cr,Fe)7C3, (Fe,Cr)23C6.
В шестом разделе «Промышленная апробация и оценка экономической эффективности от внедрения экспериментальных сталей» проведен экономический анализ и сравнительная оценка сдаточных характеристик металлургического
инструмента в производственных условиях.
На предприятии ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» было произведено внедрение
разработанной стали 70Х3Г2ВТБ и режима термической обработки при изготовлении опытной партии валков горячей прокатки диаметром 600 мм в количестве 4
шт. Оценка стойкости и свойств валков горячей прокатки, представленная в таблице 13, показывает, что средняя наработка по импортным высокохромистым
валкам превышает выпускаемые в настоящее время предприятием ОАО «МК
ОРМЕТО-ЮУМЗ» из сталей 45Х5МФ и 90Х5МФ в 1,5-1,6 раза, в то время как
разработанные стали не уступают по своим эксплуатационным характеристикам
ведущим мировым аналогам. Учитывая рыночные тенденции валкового производства, предприятие ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» приступило к освоению сталей с пониженным содержанием хрома и наличием микролегирующего комплекса
в виде стали 70Х3Г2ВТБ.
В условиях предприятия была проведена оценка сдаточных характеристик на
валок горячей прокатки согласно требованиям ТКД и ТУ 2401.02.511-2012 после
предложенного режима термической обработки (таблица 14). Результаты показывают, что предложенный комплекс термической обработки позволил получить
необходимые по ТУ сдаточные характеристики и повысить эксплуатационную
стойкость опытного валка на 15-20 %.
Первые валки из опытных сталей диаметром 600 мм успешно прошли промышленные испытания в условиях ОАО «Уральская сталь», показали более высокие эксплуатационные свойства и повышенную стойкость, что также подтверждено соответствующими актами внедрения.
31
Таблица 13 – Стойкость и характеристика свойств рабочих валков горячей прокатки чистовой группы
ОАО «МК ОРМЕТОЮУМЗ»**
«GontermannПроизводитель
«Sheffield»* «Akers»*
70Х3Г2ВТБ,
Peipers»*
45Х5МФ,
70Х3Г2ФТР,
90Х5МФ
100Х3Г2МТР
Количество завалок
165-190
170-190
160-170 130-140
160-170
Прокатано, тыс.т/валок
320-360
320-360
330-340 260-280
300-320
Средний съем, мм/валок
0,30-0,35
0,30-0,35
0,33-0,40 0,40-0,50
0,30-0,40
Стойкость, кг/т
0,14-0,16
0,15-0,16
0,15-0,16 0,22-0,33
0,15-0,18
Глубина активного слоя бочки, мм
60-70
65-75
75-85
65-75
85-95
Твердость бочки, HSD
65-80
55-65
65-75
55-65
65-80
* Результаты оценки стойкости получены в условиях ОАО «ММК», ОАО «НЛМК» и ОАО «Северсталь»
**Результаты оценки стойкости получены в условиях ОАО «Уральская сталь»
Таблица 14 – Механические свойства опытных валов из стали 70Х3Г2ВТБ
Рабочий слой:
Твердость, НRC
Отклонение по твердости, НRC
Глубина рабочего слоя, мм
Предел прочности на растяжение, МПа
Шейка валка:
Твердость, НRC
Предел текучести, МПа
Предел прочности на растяжение, МПа
Относительное удлинение, %
Ударная вязкость, Дж/см2
Значения показателей
55-65
2-3
До 80
1300-1400
35-45
750-900
950-1200
10-15
20-30
Для проведения испытаний стали 70Х3Г2ФТР в производственных условиях
ОАО «Орский машиностроительный завод» были изготовлены штампы для горячего деформирования в количестве 10 штук. Эксплуатационная стойкость определялась в сравнении с аналогичными по конфигурации и размерам изделиями из
сталей 5ХНМ и 4Х5МФС, традиционно применяемыми в условиях данного предприятия. Сравнительные испытания показали, что в результате микролегирования
срок службы изделия увеличился на 452 часа, причем суммарное увеличение цены одного штампа из стали 70Х3Г2ФТР не уменьшает экономического эффекта,
за счет увеличения срока службы на 10-15 %.
Проведено экономическое обоснование применения разработанной марки
100Х3Г2МТР в производстве изделий повышенной износостойкости. На основании выработанных рекомендаций была подготовлена промышленная партия бронефутеровочных плит бункеров доменного цеха и проведено их промышленное
апробирование на предприятии ОАО «Уральская сталь». Экономический эффект
от увеличения продолжительности эксплуатации готовых изделий и сокращения
годовой потребности в бронеплитах, выполненных из разработанной стали, составил порядка 27 млн. руб.
В заключении диссертации приводятся основные выводы выполненного исследования, рекомендации и перспективы дальнейшей разработки темы.
32
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1. На основании выполненных исследований в диссертации изложен новый
научно-обоснованный методологический подход к совершенствованию процессов структурообразования металлургических инструментальных сталей оптимизацией легирующего комплекса и режимов упрочнения, внедрение которого
вносит значительный вклад в развитие металлургической отрасли России в части создания новых металлических материалов с заданным уровнем механических, технологических и эксплуатационных свойств.
2. Разработаны новые марки легированных сталей инструментального
класса 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР с микролегирующим комплексом Mo-Ti-B, V-Ti-B, W-Ti-Nb, работающие в сложных условиях нагружения и
интенсивного изнашивания. Показано, что стали с пониженным содержанием
хрома удовлетворяют условиям производства и эксплуатации крупногабаритного инструмента.
3. Разработана и адаптирована математическая модель оптимизации химического состава сплава, позволяющая производить оценку, как отдельного, так
и совместного влияния различных факторов на свойства сталей. С помощью
метода наложенных проекций получены графические модели оптимизируемых
химических составов с заданными значениями абразивной, ударно – абразивной стойкости и твердости, подтвержденные экспериментальными исследованиями.
4. Установлено, что применяемая термическая обработка литых заготовок,
заключающаяся в диффузионном отжиге при 1050-1200 °С, не позволяет получать однородную мелкозернистую структуру исследуемых сталей, в связи с чем
на промежуточном этапе изготовления металлургического инструмента необходимо применение пластической деформации и последующего сфероидизирующего отжига с комбинированным охлаждением.
5. Определено влияние параметров аустенитизации на процессы растворения
карбидной фазы при нагреве. Доказано, что повышение температуры вызывает
растворение карбидов типа Ме7С3, что способствует росту зерна аустенита в интервале температур 850-950 °С. При дальнейшем повышении температуры рост
зерна сдерживается присутствием мелкодисперсных карбидов типа МеС.
6. Выявлены структурные изменения и фазовые превращения в опытных сталях на различных этапах термического упрочнения. Установлено, что достаточно
полное растворение карбидов типа Ме23С6, Ме3С, Ме6С при ограничении роста
зерна обеспечивается введением операции горячей ковки с последующей аустенитизацией при 1000°С. Эффект обусловлен торможением роста зерна присутствующими в стали легирующими элементами Ti, Nb, Mo и B.
7. Экспериментально получены термокинетическая и изотермическая диаграммы превращений аустенита в предложенных сталях. Показано, что в исследуемых сталях аустенит достаточно стабилен относительно распада по первой и
промежуточной ступени превращения.
33
8. Дилатометрическим анализом определены значения верхней и нижней
критической скорости закалки, а также скорости охлаждения, ниже которых
наблюдается только перлитное превращение. Полученные термокинетические
диаграммы распада переохлажденного аустенита позволили выявить температурно-временные интервалы структурных превращений в интервале скоростей охлаждения 10-0,013 °С /с от температуры 1000 °С.
9. Методом анализа анодных осадков подобраны оптимальные соотношения
карбидообразующих элементов и углерода в металле, обеспечивающие формирование требуемого типа карбидов на различных этапах термической обработки при
сохранении прочной, вязкой металлической основы сплава.
10. Обнаруженное замедление разупрочнения предложенных сталей
100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ВТБ и 70Х3Г2ФТР до 24 ч при температурах отпуска 550650°С на основании электронно-микроскопического и рентгеноструктурного анализов связали с эффектом дисперсионного твердения вследствие выделения мелкодисперсных частиц карбидов легирующих элементов типа МеС, Ме23С6 размером 0,01-0,06 мкм.
11. На основе изучения структуры и фазового состава опытных микролегированных сталей инструментального класса разработаны режимы термической обработки, включающие ковку при температуре 1200 °С с последующим отжигом
при 780 ºС и комбинированным охлаждением, закалку от температуры 1000 °C в
масле и высокий отпуск в интервале температур 550-650 ºС с охлаждением на
воздухе, что обеспечивает наилучшие сочетания показателей прочности
(σв=1610 МПа), твёрдости, ударной вязкости и прокаливаемости (до 100 мм при
твердости полумартенситной зоны около 45 HRC) крупногабаритного инструмента.
12. Установлено, что для сталей 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ВТБ и 70Х3Г2ФТР
значения твердости находятся в интервале 54-56 HRC, ударной вязкости KCU110161кДж/м2, горячей твердости 40-59 HRC, что на 15-20 % выше механических
свойств традиционных инструментальных сталей.
13.Требуемое сочетание механических и эксплуатационных свойств наряду с
равномерным распределением температурных полей и напряжений по сечению
изделий на всех этапах термического воздействия обеспечивается разработанными режимами термической обработки, что подтверждено численным моделированием в программной среде «ANSYS».
14. Изготовлены опытные партии крупногабаритного тяжелонагруженного
инструмента в виде бронеплит бункеров, валков горячего деформирования прокатных станов и штампов горячего деформирования кузнечно-прессового оборудования, проведены испытания, показавшие в производственных условиях увеличение износостойкости и работоспособности изделий. Предполагаемый экономический эффект за счет увеличения продолжительности эксплуатации готовых деталей из разработанных сталей составляет от 2 до 27 млн. руб. на соответствующие партии изделий.
34
ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ:
- в рецензируемых научных журналах из «Перечня…» ВАК и изданиях,
входящих в международные реферативные базы данных и системы цитирования:
1. Свойкина (Крылова), С.Е. Разработка оптимального сплава, обеспечивающего длительную, безаварийную работу оборудования в условиях ударноабразивного износа / С.Е. Свойкина (Крылова), В.А. Москаленко, В.И. Грызунов
// Сталь. – 2005. - № 3. – С. 201-210. (SCOPUS)
2. Крылова, С.Е. Влияние режима термической обработки на механические
свойства конструкционных сталей 35ХМА и 40ХМФА / С.Е. Крылова, Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2011.
- № 2. - С. 13-21. (SCOPUS)
3. Крылова, С.Е. Условия формирования структуры экономно-легированных
сталей, предназначенных для работы в условиях комбинированного износа /
С.Е. Крылова, Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов, С.О. Соколов // Металловедение и
термическая обработка металлов. - 2011. - № 5. - С. 38-51. (SCOPUS)
4. Крылова, С.Е. Влияние процессов термической обработки на структуру и
износостойкость штамповой стали / С.Е. Крылова, Н.В. Фирсова // Вестник Оренбургского государственного университета. – 2011. - № 4. – С. 192-195.
5. Крылова, С.Е. Кинетика распада переохлажденного аустенита экспериментальных экономнолегированных сталей инструментального класса при непрерывном охлаждении / С.Е. Крылова. С.М. Антонов, А.М. Ахмедьянов,
М.И. Гасленко, С.В. Рущиц, С.О. Соколов, О.А. Якунина (Клецова) // Вестник
Южно-Уральского государственного университета. Серия «Металлургия». – 2012.
– Вып.19. – № 39 (298). – С.79-84.
6. Крылова, С.Е. Рационализация параметров термической обработки стали
70Х3Г2ВТБ на основе исследования фазового состава / С.Е. Крылова, Н.Ю. Трякина, Е.Ю. Приймак, В.И. Грызунов, С.О. Соколов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2013. - № 1. - С. 19-23. (SCOPUS)
7. Крылова, С.Е. Влияние кинетики распада аустенита на формирование
структуры экономно-легированной инструментальной стали / С.Е. Крылова,
И.Л. Яковлева, Н.А. Терещенко, Е.Ю. Приймак, О.А. Клецова // Физика металлов
и металловедение. – 2013. Том №10. - № 10. - С. 926-936. (SCOPUS, WEB OF
SINCE)
8. Крылова, С.Е. Изучение кинетики распада аустенита в условиях непрерывного охлаждения экономно легированной стали для изготовления валков
большого диаметра / С.Е. Крылова, О.А. Якунина (Клецова), А.П. Фот, С.М. Антонов, С.В. Рущиц, И.В. Чуманов // Электрометаллургия. – 2013. - № 10. – С. 3136. (SCOPUS)
9. Крылова, С.Е. Влияние термического упрочнения на поведение экспериментальных марок сталей с микролегирующим комплексом / С.Е. Крылова,
Н.В. Фирсова // Вестник Оренбургского государственного университета. – 2013. № 1. – С. 192-201.
35
10. Крылова, С.Е. Применение математического моделирования для синтеза
экономнолегированных сталей инструментального класса / Вестник Оренбургского государственного университета // С.Е. Крылова. – 2013. - № 5. – С. 183-187.
11. Крылова, С.Е. Исследование структуры и свойств валков горячей прокатки из стали 70Х3Г2ВТБ после термической обработки / С.Е. Крылова,
О.А. Клецова, С.С. Кочковская // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2015. - № 2. - С. 28-32. (SCOPUS)
12. Krylova, S.E. Peculiarities of Thermal Hardening of Experimental SparinglyAlloy Tool-Class Steels. / S.E. Krylova, E.V. Romashkov, A.V. Kuznetsov // Materies
Engineering and Technologies for Productions and Processing II: Materials Science Forum. Vol. 870 - 2016. - C. 392-396. (SCOPUS)
13. Крылова, С.Е. Влияние микролегирующего комплекса валковой стали
70Х3Г2ВТБ на кинетику фазовых превращений и тонкую структуру при кристаллизации и термическом упрочнении // С.Е. Крылова, В.И. Грызунов, А.П. Фот,
Н.В Фирсова. // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2017. - № 7.
- С. 3-10. (SCOPUS)
14. Крылова, С.Е. Влияние процессов термической обработки на структуру и
свойства штамповой стали 70Х3Г2ФТР / О.А. Клецова, С.Е. Крылова, В.И. Грызунов, А.П. Фот, И.Ш. Тавтилов // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2017. - № 10. - С.4-10. (SCOPUS)
15. Krylova, S.E. Distinctive features of thermal treatment of potential tool steel
70Х3G2FTR / S.E. Krylova, E.V. Romashkov, A.V. Kuznetsov // MATEC Web of
Conferences Vol. 129 - 2017. - C. 392-396. (SCOPUS)
16. Крылова, С.Е. Влияние технологических параметров газопорошковой лазерной наплавки на структурные характеристики восстановленного поверхностного слоя коррозионно-стойких сталей / С.Е. Крылова, С.П. Оплеснин, Н.А. Манаков, А.С Ясаков, А.О. Стрижов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2017. - № 10 (748). - С. 35-40. (SCOPUS)
17. Крылова, С.Е. Кинетика бейнитного превращения валковой стали
75Х3МФ / О.А. Клецова, С.Е. Крылова, Е.Ю. Приймак, В.И. Грызунов, С.В. Каманцев // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2017. - № 10 (748).
- С. 10-15. (SCOPUS)
18. Крылова, С.Е. Особенности термической обработки сталей для изготовления штампов горячего деформирования / С.Е. Крылова, Е.В. Ромашков,
Г.П. Пилипчук // Вектор науки Тольяттинского государственного университета.2017. - №4 (42).- С. 52-58.
- охранный документ на результаты интеллектуальной деятельности:
19. Пат. 2535148 Российская Федерация, МПК С22С38/38. Инструментальная
сталь для горячего деформирования / С.В. Каманцев, С.О. Соколов, С.Е. Крылова,
В.И. Грызунов и др.; заявитель и патентообладатель: Открытое акционерное общество Машиностроительный концерн «ОРМЕТО-ЮУМЗ». – № 2013100389/02;
заявл. 09.01.2013; опубл. 10.12.2014.
36
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа