авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ  БИБЛИОТЕКА

АВТОРЕФЕРАТЫ КАНДИДАТСКИХ, ДОКТОРСКИХ ДИССЕРТАЦИЙ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ

Масштабные уровни эволюции структурно-фазовых состояний при упрочнении стальной арматуры и чугунных валков

На правах рукописи

Ефимов Олег Юрьевич МАСШТАБНЫЕ УРОВНИ ЭВОЛЮЦИИ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫХ СОСТОЯНИЙ ПРИ УПРОЧНЕНИИ СТАЛЬНОЙ АРМАТУРЫ И ЧУГУННЫХ ВАЛКОВ Специальность 01.04.07 – "Физика конденсированного состояния"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Новокузнецк – 2007

Работа выполнена в государственных образовательных учреждениях высшего профессионального образования "Сибирский государственный ин дустриальный университет" и “Томский государственный архитектурно строительный университет”

Научный консультант: доктор физико-математических наук, профессор, заслуженный деятель науки РФ Громов Виктор Евгеньевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Данилов Владимир Иванович доктор технических наук, доцент Смирнов Александр Николаевич

Ведущая организация: Институт металловедения и физики металлов им. Г.В. Курдюмова ЦНИИЧМ им И.П. Бардина, г. Москва

Защита состоится " 23 " апреля 2007 года в 10 часов на заседании дис сертационного совета К212.252.01 в ГОУВПО “Сибирский государственный индустриальный университет” по адресу: 654007, г. Новокузнецк, Кемеровской области, ул. Кирова, 42.

Факс: (3843) 465792;

e-mail: gromov@physics.sibsiu.ru

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ГОУВПО "Сибирский государственный индустриальный университет".

Автореферат разослан " 20 " марта 2007 г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, доцент _ Куценко А.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. Разработка и внедрение новых ресурсосберегающих тех нологий, обеспечивающих повышение производительности труда и качествен ных показателей продукции, во многом определяют эффективное развитие от раслей промышленности.

В настоящее время при производстве строительной арматуры в металлур гической промышленности активно применяются технологии принудительного охлаждения раскатов в линии сортовых станов, обеспечивающие значительное повышение прочностных свойств без использования дорогостоящих легирую щих добавок.

Не менее важной проблемой, в значительной степени определяющей по казатели работы станов, является повышение стойкости чугунных валков для прокатки арматуры. Одним из направлений ее решения является плазменная за калка рабочей поверхности калибров валков.

Целенаправленное управление эксплуатационными свойствами сталей и сплавов, разработка оптимальных режимов их упрочнения должны базироваться на знании процессов структурообразования при различных технологических воздействиях. Для решения вышеуказанных технологических задач необходимо исследование физической природы и закономерностей формирования и эволю ции структурно-фазовых состояний на различных масштабных уровнях в арма турных стержнях из низколегированных сталей при прерывистой закалке с тем пературы конца прокатки и в литых чугунных валках в процессе плазменного упрочнения и последующей эксплуатации.

Работа выполнялась в соответствии с грантами Министерства образова ния и науки РФ по фундаментальным проблемам металлургии (2004-2006 г.г.), темами ГОУ ВПО “Сибирский государственный индустриальный универси тет” и “Томский государственный архитектурно-строительный университет”.

Комплекс выполненных в рамках данной работы исследований по разработ ке и внедрению технологии термического упрочнения строительной арматуры в условиях ОАО “Западно-Сибирский металлургический комбинат” удостоен пре мии Правительства Российской Федерации в области науки и техники за 2006 год.

Цель работы: установление физической природы и закономерностей формирования и эволюции на различных масштабных уровнях структурно фазовых состояний и механических свойств термически упрочненной сталь ной арматуры большого диаметра и чугунных валков после плазменной обра ботки и эксплуатации.

Для достижения цели в ходе работы решались следующие задачи:

1 Исследование на различных масштабных уровнях формирования фа зового состава, дефектной субструктуры, поверхности разрушения и механи ческих свойств арматуры из стали 18Г2С диаметром 50 мм, упрочненной по режиму прерванной закалки в потоке сортового стана.

2 Установление механизмов формирования градиентных структурно фазовых состояний в стальной арматуре большого диаметра при термическом упрочнении.

3 Установление закономерностей формирования дефектной субструк туры, элементного и фазового состава в условиях плазменного упрочнения валков из чугуна марки СШХНФ.

4 Анализ эволюции дефектной субструктуры, элементного и фазового состава и поверхности разрушения чугунных плазменноупрочненных валков на различных масштабных уровнях при прокатке термически упроченной ар матуры.

5 Анализ формирования и эволюция дальнодействующих полей напря жений в процессе плазменного упрочнения чугунных прокатных валков и по следующей их эксплуатации.

Научная новизна: впервые на макро,- мезо,- микро- и наноструктур ном уровнях проведены сравнительные качественные и количественные ис следования фазового и элементного состава, дефектной субструктуры валков из чугуна марки СШХНФ после плазменного упрочнения и эксплуатации на прокатном стане и арматуры диаметра 50 мм из стали 18Г2С после термиче ского упрочнения по схеме прерванной закалки. Проведен фрактографиче ский анализ поверхностей разрушения, выявлены механизмы, влияющие на служебные характеристики валков и арматуры.



Практическая значимость работы, подтвержденная актами внедрения ее результатов в промышленности, заключается в существенном увеличении слу жебных характеристик плазменноупрочненных прокатных валков и арматуры диаметром 50 мм, термически упрочненной по режиму прерванной закалки.

Достоверность результатов работы определяется корректностью по ставленных задач, применением апробированных методик и методов совре менного физического материаловедения, необходимым и достаточным коли чеством экспериментального материала для корректной статистической обра ботки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.

Положения, выносимые на защиту:

1 Масштабные уровни эволюции структурно-фазового состояния и де фектной субструктуры арматуры диаметром 50 мм из стали 18Г2С, форми рующиеся в процессе термического упрочнения в линии прокатки.

2 Закономерности организации фазового состава, дефектной субструк туры и механических свойств термически упрочненной арматуры.

3 Масштабные уровни эволюции структуры, фазового состава и де фектной субструктуры на поверхности валков из чугуна марки СШХНФ по сле плазменного упрочнения и эксплуатации на прокатном стане.

4 Закономерности изменения элементного и фазового состава, дефект ной субструктуры в упрочненной поверхности чугунных валков.

5 Закономерности формирования дальнодействующих полей напряже ний в чугунных валках после плазменной обработки и эксплуатации.

Личный вклад автора состоит в научной постановке задач исследова ния, анализе литературных данных, выполнении металлографических, элек тронно-микроскопических и других исследований и механических испытаний термически упрочненной арматуры и плазменно-упрочненных валков, стати стической обработке и анализе полученных результатов, внедрении техноло гий в производство.

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались на следующих научных конференциях и семинарах: Бернштей новских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов”, Москва, 2001, 2006;

Межгосударственной научно-технической конференции “Современная металлургия начала нового тысячелетия”, Липецк, 2001;

ХIV, ХV Международных научных конференциях “Строительство, материаловеде ние, машиностроение (Стародубовские чтения)”, Днепропетровск, 2004, 2005;

XVI, ХVII Петербургских чтениях по проблемам прочности, С.-Петербург, 2005, 2007;

Всероссийской научно-практической конференции “Металлургия, новые технологии, управление, инновации и качество”, Новокузнецк, 2005;

III Россий ской научно-технической конференции “Физические свойства металлов и спла вов”, Екатеринбург, 2005;

44 Международной конференции “Актуальные про блемы прочности”, Вологда, 2005;

XVIII Уральской школе металловедов термистов "Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов", Тольятти, 2006;

III Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», Москва, 2006;

Всероссийской конферен ции "Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и конст рукций", Новосибирск, 2006;

45 международной конференции "Актуальные проблемы прочности", Белгород, 2006;

III Международной научно-технической конференции "Современные проблемы машиностроения", Томск, 2006;

IV Ме ждународной конференции "Фазовые превращения и прочность кристаллов", Черноголовка, 2006.

Материалы диссертации опубликованы в 12 печатных работах, по ее результатам получено 11 патентов. Список публикаций в изданиях, рекомен дованных ВАК РФ, приведен в конце автореферата.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов, цити руемой литературы из 226 наименований, содержит 246 страниц машинопис ного текста, в том числе 110 рисунков и 25 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении сделано обоснование актуальности проводимых исследо ваний, отмечена научная новизна, практическая значимость и реализация ре зультатов работы.

Первая глава является обзорной и содержит анализ литературных дан ных о способах формирования градиентных структурно-фазовых состояний в чугунах и сталях и современных технологиях упрочнения арматурного проката.

Рассмотрены результаты работ по повышению качества термически уп рочненной арматуры, в частности по предотвращению ее охрупчивания и коррозионного растрескивания. Приведены данные о влиянии легирующих элементов на комплекс механических свойств арматуры из углеродистой ста ли. Рассмотрены методы исследования фазовых превращений, происходящих при горячей пластической деформации и последующем ускоренном охлажде нии, а так же методы математического моделирования превращения аустени та при неизотермических условиях. На основании проведенного анализа обоснованы цель и задачи настоящей работы.





Представлен обзор технологий поверхностного упрочнения прокатных валков, включающий физико-технические представления плазменного поверх ностного упрочнения железоуглеродистых сплавов с использованием дуги прямого или косвенного действия. Проведен анализ перспективности исполь зования технологий упрочнения прокатных валков в условиях ОАО “ЗСМК”.

Во второй главе приведены используемые в исследованиях материалы, методики проведения экспериментов и исследования структуры, фазового со става материала и механических свойств.

Материалом исследований являлась стержневая арматура номинальным диаметром 50 мм из стали 18Г2С по ГОСТ 5781 “Сталь горячекатаная для армирования железобетонных конструкций”и чугун марки СШХНФ с шаро видным графитом, химический состав которых соответствовал требованиям таблицы 1 (чугун дополнительно содержит 0,2-0,4% хрома и 1,4 –1,6% никеля).

Прокатка арматуры проводилась на сортовом стане 450. После выхода из последней клети стержни подвергались принудительному охлаждению в ус тановках термического упрочнения (УТУ) до температур 500-600оС, а затем доохлаждались на воздухе. Термическое упрочнение проводилось по режиму прерывистой закалки.

Измерение Таблица 1 – Химический состав исследованных материалов зеренной и субзе Содержание элементов, % Марка стали сера фосфор ренной структуры углерод кремний марганец не более стали проводили сталь 18Г2С 0,18-0,22 0,60-0,90 1,20-1,60 0,030 0, чугун СШХНФ 3,3–3,5 1,35–1,7 0,5–0,65 0,02 0,2 методами металло графии травленого шлифа (прибор МИМ-10) и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии (прибор ЭМ-125), а поверхности разрушения – сканирующей электронной микроскопии (прибор SEM Philips 550). Для иден тификации фаз применялся дифракционный анализ с использованием темно польной методики и последующим индицированием микроэлектронограмм.

Изображения тонкой структуры материала были использованы для: класси фикации структуры по морфологическим признакам;

определения размеров, объемной доли и мест локализации вторичных фаз и выделений;

скалярной и избыточной ± плотности дислокаций.

Определение механических свойств проката проводили стандартными методами: на растяжение по ГОСТ 1497 и ГОСТ 12004, на изгиб по ГОСТ 14019. Испытания на растяжение проводили на разрывной машине ZPC-2000, на твердость - приборе ПМТ-3.

Теоретическое определение параметров процесса охлаждения проводи лось с помощью решения тепловой краевой задачи в осесимметричном случае для расчета температурных полей по радиусу и в зависимости от времени. Ис пользовались полуэмпирические методики расчета диаграмм изотермического распада аустенита, имеющие вид аналитических зависимостей начала и конца времени превращения от температуры для различных фазовых составляющих.

Износостойкость поверхностных слоев чугуна исследовалась на лабора торной установке в условиях трения скольжения без смазки. Критерием изно состойкости служило предельное удельное давление, для которого изнашива ние прекращается при данной величине постоянной нагрузки.

В третьей главе рассмотрен вопрос повышения эксплуатационной стойкости валков для прокатки арматурной стали периодического профиля и приведены результаты исследования модифицированных поверхностных сло ев чугунных валков.

Плазменную поверхностную обработку образцов и прокатных валков проводили на опытно – промышленной установке, выполненной на базе на плавочной установки УПН-303, преобразование которой заключалось в под ключении источник питания АПР-403 и плазмотрона косвенного действия типа ПУН-3.

Представлены результаты металлографического исследования структу ры модифицированных слоев чугуна СШХНФ с шаровидным графитом после плазменной обработки (рис. 1).

б в а Рисунок 1 - Микроструктуры поверхностного слоя чугуна СШХНФ после плазменной обработки: а) – об щий вид зоны плазменного воздействия (200);

б, в) – зоны оплавления и термического влияния. (800) Полученные данные позволяют выявить закономерности влияния режи мов обработки на толщину и структуру поверхностных слоев валкового чугуна (табл. 2), а именно формирование упрочненного слоя, состоящего из зоны оп Таблица 2 - Параметры плазменной обработки образцов из чугуна СШХНФ Режим обра- Величина зон, Погонная Температура по- Зона упрочнения № ботки мм энергия, верхности (расч.), п/п 0,05Вт с/см3 t, С мм I, А V, см/с ЗО ЗТВ 1 150 2,0 663 820 -/- 0,030 0, 2 150 1,4 950 980 -/- 0,55 0, 3 150 0,9 1470 1225 -/- 0,84 1, 4 180 1,5 1060 1140 -/- 0,66 1, 5 180 1,0 1590 1395 -/- 1,04 1, 6 200 1,4 1260 1200 -/- 0,78 1, 7 250 1,3 1700 1670 0,25 1,10 1, 8 300 1,0 2650 2300 0,40 1,47 2, лавления (рис. 1 б) с твердостью 1000-1100 HV и структурой мелкодисперсно го аустенита и цементита, и зоны термического влияния с твердостью 400- HV и структурой мартенсита, остаточного аустенита и графита (рис. 1 в).

С целью изучения изменений структуры, твердости и других свойств мо дифицированной поверхности моделировали температурный режим нагрева по верхности валков при прокатке. Изотермический отпуск приводит к общему снижению микротвердости упрочненных слоев (рис. 2). В конечном итоге мик ротвердость упрочненных поверхностных слоев остается на уровне 600-700 HV.

Микротвердость, HV 600 500 С 500 650 С 400 700 С 700 С (70ч) Рисунок 2 - Влияние температуры отпуска на микротвердость упрочненного слоя чу гуна марки СШХНФ. Время выдержки 0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0, часа Расстояние от поверхности, мм Металлографические исследования показывают, что после низкотемпе ратурной термической обработки (с температур ниже фазового превращения) в упрочненном слое сохраняются зоны плавления и термического влияния, что положительно сказывается на эксплуатационных свойствах чугуна.

Плазменное упрочнение практически в два раза повышает износостой кость поверхности чугуна в сравнении с литой основой, что объясняется формированием твердой аустенитно-мартенситной структуры (рис. 3).

1, 1, Диаметр лунки, мм 1, 1,2 упрочн.

1,1 без т/о 1,0 500 С 0, 600 С 0, 0, 800 С 0, 0,5 основа, 0,4 литая 0 100 200 300 400 500 Длина пути трения, м Рисунок 3 – Влияние температуры отпуска на износостойкость упрочненных поверхностных слоев чугуна Результаты промышленных испытаний показали повышение стойкости валков чистовых клетей для прокатки периодических арматурных профилей в 1,8 раза по сравнению с нормативной стойкостью, при этом обработка проводи лась в оптимальном диапазоне погонной энергии 950-1400 Втс/см3 (табл. 3).

Таблица 3 - Упрочнение и промышленные испытания валков Режим Удельный износ, Диаметр Превышение Прокатано обработки мм/100т № п/п валков, нормативной металла сопло, мм неупр. упроч. стойкости, % I, А V, см/с мм 1 530 12 130 2,0 673 0,075 0,07 + 2 505 12 150 1,7 986 0,175 0,089 + 3 505 12 150 1,5 1026 0,175 0,08 + В четвертой главе рассмотрены результаты, полученные при исследо вании элементного состава, поверхности разрушения, фазового состава и де фектной субструктуры фрагментов валков из чугуна марки СШХНФ сразу после плазменной обработки и после его отработки на стане при прокатке термоупрочненной арматуры. Показано, что плазменное упрочнение валков приводит к формированию слоистой структуры. Выявлен слой, кристалли зующийся при охлаждении расплава, и зона термического влияния. Вследст вие высоких скоростей нагрева и охлаждения на поверхности упрочнения формируются микродефекты (микротрещин и микровыбоин) (рис. 4а). Причи а б Рисунок 4 - Структура поверхности валка после плазменной обработки (а) и эксплуатации на стане при прокатке (б). Сканирующая электронная микроскопия ной формирования микротрещин являются термоупругие напряжения, возни кающие как следствие различия коэффициентов термического расширения матрицы и включений (графит, цементит), так и в результате возникновения в материале градиента поля напряжений вследствие высоких скоростей охлаж дения изделия при плазменной обработке. Эксплуатация валка, подвергнутого плазменной обработке, сопровождается разрушением поверхностного слоя путем формирования фрагментов и выкрашивания материала в зоне контакта соседних фрагментов. (рис. 4б). Слой, формирующийся при кристаллизации расплава, имеет ярко выраженную столбчатую структуру (рис. 5а). Эксплуа Поверхность воздействия а б Рисунок 5 - Структура поверхности излома валка после плазменной обработки (а) и после дующей отработки на стане (б). Сканирующая электронная микроскопия. Поверхность плаз менной обработки указана стрелками тация плазменноупрочненного валка на стане при прокатке термоупрочненной арматуры привела к трансформации столбчатой структуры с образованием рав ноосных кристаллитов, размеры которых составляют 5-8 мкм (рис. 5б). На из ломе выявляются чашечки скола, имеющие размеры ~0,8-1 мкм. Последнее свидетельствует о том, что минимальным элементом разрушения поверхно стного слоя являются столбики кристаллизации. Между данным слоем и сло ем термического влияния отчетливо выявляются протяженные трещины, ука зывающие на наличие поверхности раздела, вдоль которой материал расслаи вается при эксплуатации валка.

Методами послойной дифракционной электронной микроскопии прове дены исследования фазового состава и дефектной субструктуры валков, под вергнутых плазменной обработке. Выявлено формирование структуры, основ ными составляющими которой являются -фаза, -фаза, графит и карбид желе за (цементит, орторомбическая кристаллическая решетка). Показано, что данные фазы распределены в объеме исследуемого материала закономерным образом, относительное содержание их существенным образом зависит от глубины ана лизируемого слоя.

Структурно-фазовое состояние слоя, лежащего за пределами зоны тер мического влияния, представлено зернами перлита пластинчатой и глобуляр ной морфологии (основным является перлит пластинчатой морфологии), зер нами «псевдоперлита», зернами графита, глобулами цементита и зернами структурно свободного феррита, содержащими в небольшом количестве на норазмерные частицы цементита.

Слой, расположенный в зоне термического влияния, состоит из набора следующих фаз: аустенита остаточного, мартенсита пластинчатого и мартен сита пакетного, перлита пластинчатого и глобулярного, глобул цементита и графита. Выявлено формирование в объеме колоний перлита высоконеравно весной структуры, характерной для процессов, протекающих с высокими скоростями нагрева и охлаждения. А именно, образование в объемах бывших пластин феррита кристаллов мартенсита при частичном сохранении пластин цементита (рис. 6). Слой, расположенный у дна ванны расплава, сформиро вался в результате скоростной перезакалки. Основными составляющими структуры являются аустенит и мартенсит, присутствуют не растворившиеся глобулы цементита и графита. Малое время термического воздействия приве ло к подавлению выравнивающей диффузии углерода. Это способствовало формированию высоконеоднородной структуры.

А именно: наблюдаются зерна структурно свободного аустенита;

зерна аустенита, содержащие в своем объеме и по границам частицы цементита;

зерна аустенита, содержащие кристаллы мартенсита, объемная доля которых изменяется от единиц до десятков процентов;

зерна, в которых мартенситное а б в г 0,5 мкм Рисунок 6 - Электронно-микроскопическое изображение структуры упрочненного валка. Па кетный мартенсит в пластинах феррита перлитной структуры;

а, б – темные поляе в рефлексах [110]-Fe и [010]Fe3C, соответственно;

в, г – микроэлектронограммы к (а) и (б), соответствен но (стрелкой указан рефлекс темного поля) превращение прошло практически полностью и сформировалась структура, в основном пакетного мартенсита, характерного для низко- и среднеуглероди стых сталей.

На поверхности плазменной обработки выявлено формирование нано размерной структуры (размер кристаллитов 35-40 нм) на основе -фазы. По границам кристаллов -фазы обнаружены частицы цементита, размеры кото рых ~3-5 нм (рис. 7а).

г а в б 0,25мкм 0,1 мкм Рисунок 7 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в ре зультате плазменной обработки (а, б) и последующей эксплуатации валка на прокатном стане (в, г);

а, в – темные поля, полученные в рефлексе [110]-Fe;

б, г – микроэлектроно граммы к (а) и (в) (стрелками указаны рефлексы темного поля) Второй составляющей структуры поверхностного слоя являются кри сталлы мартенсита в основном пакетной морфологии. В небольшом количест ве обнаруживаются зерна -фазы, размеры которых составляют 0,5-1 мкм, и островки остаточного аустенита. Глобулы цементита и графита не обнаружи ваются. После эксплуатации валка на прокатном стане на поверхности форми руется субмикрокристаллическая структура, размеры кристаллитов которой изменяются в пределах 0,1-0,15 мкм (рис. 7в).

Плазменная обработка валков приводит к формированию дальнодейст вующих полей напряжений, источниками которых являются внутрифазные и межфазные границы раздела. Показано, что поля напряжений максимальной Таблица 4 - Анализ кривизны-кручения кристаллической решетки и дальнодействующих полей напряжений - и - фаз железа, 102, рад/см, МПа Структурные элементы h, нм (min) (max) (min) (max) h(min) h(max) Зерна структурно сво- 250 715 2,5 7 210 бодного феррита Зерно аустенита с кри сталлами мартенсита 60 200 8,5 28 390 Перлит пластинчатый 24 56 30,5 71 730 Перлит глобулярный 8 16 106 212 1360 Наноразмерные зерна 5 33 52 340 960 феррита величины формируются в поверхностном слое в структуре нанокристалличе ских зерен феррита (табл. 4). Эксплуатация плазменноупрочненного валка приводит к перераспределению дальнодействующих полей напряжений, однако максимальный уровень напряжений сохраняется в структуре поверхностного слоя, а именно, в структуре зерен феррита субмикрокристаллических размеров – = 1730 МПа, однако величина их становится несколько ниже по сравнению с плазменноупрочненными валками ( = 2450 МПа) (табл. 5). Данный струк Таблица 5 - Анализ кривизны-кручения кристаллической решетки и дальнодействующих полей напряжений - и - фаз железа, 102, рад/см, МПа Структурные элементы h, нм (min) (max) (min) (max) h(min) h(max) Зерна структурно сво- 50 230 3,5 7,5 245 бодного феррита Пакетный мартенсит 84 144 12 20 455 Пластинчатый мартен- 60 200 8,5 28,5 385 сит Перлит пластинчатый 31 108 15,5 55 525 Наноразмерные зерна 10 20 85 170 1225 феррита турный элемент наиболее опасен с точки зрения формирования в валках микро трещин. Минимальный уровень полей напряжений ( = 245 МПа) зафиксирован в зернах структурно свободного феррита. Отметим, что величина данных полей близка к величине полей напряжений зерен феррита плазменноупрочненного валка ( = 350 МПа). Методами микрорентгеноспектрального анализа выявле но перераспределение легирующих элементов в структуре валка как в про цессе плазменной обработки, так и при последующей эксплуатации на про катном стане. Установлено, что на поверхности обработки наблюдается су щественное снижение концентрации никеля (более чем в два раза), увеличе ние концентрации хрома (в ~1,5 раза) и кремния (в ~1,4 раза). Концентрация марганца при этом практически не изменяется. При эксплуатации плазменно упрочненного валка сохраняется тенденция к повышению содержания хрома в поверхностном слое чугуна по отношению к объему материала;

концентра ция кремния и марганца при этом практически не изменяется.

В пятой главе на различных структурно-масштабных уровнях прове дены исследования поверхности разрушения, фазового состава и дефектной субструктуры арматуры диаметра 50 мм из стали 18Г2С, термоупрочненной с горячего проката по схеме прерванной закалки. Установлено, что термоуп рочнение с горячего проката по схеме прерванной закалки сопровождается формированием слоистой структуры, характеризующейся закономерным из менением величины микротвердости (рис. 8а).

б 1+ Микротвердость, МПа а 2500 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Расстояние от поверхности, мм Рисунок 8- Зависимость микротвердости (нагрузка на индентор 1 Н) от расстояния до центра ар матурного стержня 50 мм (а);

зонное строение арматурного стержня (металлография травленого шлифа) (б). 1 – поверхностный;

2 – промежуточный;

3 – переходный;

4 – осевой слои Выделенные при построении профиля микротвердости слои названы по верхностным (рис. 8а, слой 1), промежуточным (слой 2), переходным (слой 3) и приосевым (слой 4). Слоистое строение арматуры проявляется на различных структурно-масштабных уровнях: макро- (образец в целом), мезо- (зеренно субзеренный ансамбль) и микро- (карбидная подсистема) уровнях. На макро масштабном уровне анализа структуры, выполненном методами металлогра фии на поперечном сечении прутка, слоевое строение проявляется в виде кон центрических зон различной травимости (рис. 8б).

Методами сканирующей электронной микроскопии установлено, что поверхность разрушения поверхностной зоны имеет характерное «чашечное» строение со средним размером фасеток 3-5 мкм, что существенно меньше, чем средний размер зерен данного слоя (рис. 9а). Можно ожидать, что данные размеры соответствуют средним размерам пакетов кристаллов мартенсита за каленной стали. В отдельных случаях выявляется более дисперсный уровень структуры поверхности разрушения, размеры которого изменяются в преде лах от 0,3 до 1,0 мкм, что, по всей видимости, соответствует размерам от дельных кристаллов мартенсита и субзерен. Отличительной особенностью б а 10 мкм 10 мкм Рисунок 9 - Фрактография поверхности разрушения приповерхностного (а) и переходного (б) слоев термоупрочненного арматурного прутка диаметром 50 мм поверхности разрушения переходного слоя является высокая размерная неод нородность фасеток скола, величина которых изменяется от долей до единиц микрометра (рис. 9б). Данные факты свидетельствуют о высоком уровне раз нообразия элементов дефектной субструктуры, формирующих данный слой прутка по сравнению с приповерхностным слоем. Поверхность разрушения центральной части прутка имеет «чашечное» строение, однако, в отличие от приповерхностного слоя, характеризуется наличием некоторого количества микропор, размеры которых достигают ~5 мкм. Одной из причин формирова ния микропор является разрушение субмикронных частиц карбидной фазы, присутствующих в данном объеме материала.

Закономерное изменение профиля микротвердости (рис. 8а), формирова ние колец различной травимости (рис. 8б), особенности строения поверхности разрушения (рис. 9) обусловлены структурно-фазовым состоянием арматурного стержня, которое, в свою очередь, задается режимом термического упрочнения.

Методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг выявлено, что в результате принудительного охлаждения в потоке воды вследствие соот ветствующего изменения механизма полиморфного превращения стали в приповерхностном слое, обладающем максимальной микротвердостью, форми руется преимущественно структура мартенсита отпуска (рис. 10а);

структурно фазовое состояние переходного слоя представлено субзернами и зернами фер рита изотропной и анизотропной форм, зернами перлита пластинчатой морфо логии и «псевдоперлита», кристаллами бейнита, пластинами видманштеттова феррита (рис. 10б);

центральная зона сформирована преимущественно зернами перлита пластинчатой морфологии (рис. 10в) и зернами структурно свободного феррита (рис. 10г).

Относительное содержание данных типов структуры закономерным образом изменяется по мере удаления от поверхности арматурного стержня (рис. 11). Дефектная субструктура выявленных типов структуры закономерным ным образом зависит от глубины расположения анализируемого слоя прутка.

а б 0,5 мкм 0,5 мкм в г 1 мкм 1 мкм Рисунок 10 - Электронно-микроскопические изображение структуры, формирующейся в арматуре диаметра 50 мм, подвергнутой термоупрочнению с горячего проката II I III P(V), % 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 Х, мм Рисунок 11 - Диаграмма структур, формирующихся в упрочненном арматурном прутке. 1 – об ласть мартенсита отпуска;

2 – бейнита;

3 – субзерен анизотропных;

4 – субзерен изотропных;

5 – видманштеттова феррита;

6 – «псевдоперлита»;

7 – перлита пластинчатого;

8 – зерен феррита;

I – поверхностная зона;

II – переходная зона;

III – центральная зона Наиболее отчетливо это выявляется при анализе поверхностной зоны прутка, в пределах которой формируется структура, образовавшаяся преимуществен но по механизму сдвигового (мартенситного) превращения. Последую щий отогрев прутка за счет внутреннего тепла металла привел к отпуску мар тенсита. Последнее сопровождалось протеканием ряда процессов.

Во-первых, релаксацией дислокационной субструктуры, величина ска лярной плотности дислокаций которой уменьшилась до 2,61010 см-2 (в закаленном состоянии величина скалярной плотности дислокаций в кристал лах пакетного мартенсита составляет 11011 см-2) (рис.12, кривая 1). Во 6 -1, 10, см ;

, 10, см PV, % 5 4 Рисунок 12 - Зависимость величины скаляр 3 ной плотности дислокаций (кривая 1), - кривизны-кручения кристаллической решет 2 ки феррита (кривая 2) и относительного 1 3 содержания субзерен PV (кривая 3) от рас 0 0 стояния до поверхности арматурного стерж 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 ня X X, мм вторых, снижением амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки феррита (рис.12, кривая 2).

В-третьих, перераспределение дислокаций с образованием ячеисто сетчатой и фрагментированной субструктуры. В-четвертых, разрушением кри сталлов мартенсита с образованием субзеренной структуры. По мере удаления от поверхности охлаждения относительное содержание субзеренной структуры увеличивается (рис.12, кривая 3). В-пятых, распадом пересыщенного твердого раствора углерода в кристаллической решетке на основе -железа. В результа те этого в структуре стали фиксируется образование частиц цементита. Разме ры частиц, расположенных на границах зерен феррита, - изменяются в преде лах 65-150 нм;

на границах субзерен – от 50 до 210 нм;

на границах кристал лов мартенсита – 50-60 нм;

в объеме кристаллов – 30-40 нм.

Основные выводы 1. Показано, что плазменное упрочнение валков прокатного стана и термическое упрочнение арматуры по схеме прерванной закалки приводят к формированию слоистой структуры, характеризующейся закономерным изменением механиче ских характеристик, фазового состава, дефектной субструктуры материала и по верхности разрушения и проявляющейся на различных структурно-масштабных уровнях: макро- (образец в целом), мезо- (состояние зеренно-субзеренного ансамб ля), микро- (состояние карбидной и дислокационной подсистем) и наноструктур ном (состояние твердого раствора) уровнях.

2. Установлено, что в результате плазменной обработки в чугунных валках фор мируются -фаза, -фаза, графит и карбид железа. В поверхностном слое обнару жено формирование нанокристаллической зеренной структуры на основе -фазы (размер кристаллитов 35-40 нм), стабилизированной частицами цементита разме ром ~3-5 нм.

3. Установлено, что эксплуатация упрочненных валков сопровождается законо мерным изменением дефектной субструктуры и фазового состава чугуна. Опреде лены источники дальнодействующих полей напряжений, формирующихся в валке в результате плазменной обработки и последующей эксплуатации. Показано, что поля напряжений максимальной величины формируются в поверхностном слое в структуре нанокристаллических зерен феррита.

4. Показано, что плазменная обработка приводит к перераспределению легирую щих элементов в приповерхностном слое чугунных валков. Выявлено существен ное снижение концентрации никеля (более чем в два раза), увеличение концентра ции хрома (в ~1,5 раза) и кремния (в ~1,4 раза). При эксплуатации плазменноу прочненного валка сохраняется тенденция к повышению содержания хрома и су щественному снижению никеля в поверхностном слое чугуна по отношению к объему материала;

концентрация кремния и марганца при этом практически не из меняется.

5. Выявлено, что в условиях прерывистой закалки в сечении арматуры из стали 18Г2С действуют различные механизмы полиморфного превращения, в ре зультате чего в приповерхностном слое формируется преимущественно структура мартенсита отпуска;

структурно-фазовое состояние переходного слоя представлено субзернами и зернами феррита изотропной и анизотропной форм, зернами перлита пластинчатой морфологии и «псевдоперлита», кристаллами бейнита, пластинами видманштеттова феррита, относительное содержание которых существенным об разом зависит от расстояния анализируемого слоя до поверхности охлаждения;

центральная зона сформирована преимущественно зернами структурно свободного феррита и зернами перлита пластинчатой морфологии.

6. Показано, что воздействие сохраненного арматурным стержнем тепла приво дит: во-первых, к перестройке дислокационной субструктуры и частичной анниги ляции дислокаций, снижению величины кривизны-кручения кристаллической ре шетки феррита, формированию субзерен и зерен рекристаллизации;

во-вторых, к обеднению твердого раствора на основе -железа атомами углерода;

в-третьих, к выделению частиц цементита, морфология и средние размеры которых зависят от типа структуры и вида структурного дефекта, на котором они образуются, расстоя ния анализируемого слоя до поверхности прутка.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1 Оптимальные режимы упрочнения арматуры класса А500С после прокатки с повышенной скоростью / В.Я. Чинокалов, А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов и др. // Сталь. – 2003. - № 1. – С. 94-96.

2 Увеличение выхода мерного проката при производстве арматурных профи лей / А.Б. Юрьев, А.И. Погорелов, О.Ю. Ефимов // Сталь. – 2003. - № 2. – С.

63- 3 Патент №2199593 МПК 7С21Д8/06. Способ изготовления проката из высо коуглеродистой стали / Р.С. Айзатулов, А.И. Погорелов, М.В. Никиташев, О.Ю. Ефимов и др. – 2001104184/02;

Заявлено 13.02. 2001;

Опубл. 27.02.2003.

Бюлл. 6. Приоритет 13.02.2001.

4 Технология производства высокопрочной стержневой арматуры малых диа метров / А.Б. Юрьев, В.Я. Чинокалов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов и др. // Сталь. – 2004. - № 5. – С. 88-89.

5 Патент №2227811 МПК 7С21Д8/08. Способ термической обработки проката / А.Н. Лаврик, А.И. Погорелов, О.Ю. Ефимов и др. – 200212261/02;

Заявлено 22.08. 2002;

Опубл. 27.04.2004. Бюлл. 12. Приоритет 22.08.2002.

6 Повышение стойкости горизонтальных чугунных валков сортопрокатного стана 450 / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов и др. // Сталь. – 2005. № 6. - С.89-91.

7 Влияние газонасыщенности на структуру и свойства арматурного проката из непрерывнолитой заготовки / В.Я. Чинокалов, И.А. Михаленко, А.Б. Юрь ев, О.Ю. Ефимов и др. // Сталь. – 2005. - № 12. - С. 71-74.

8 Патент № 48828 МПК 7 В 21 В 45/02. Устройство для ускоренного охлаж дения и гидротранспортирования прокатных изделий / А.Б. Юрьев, В.Я. Чи нокалов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов и др. - Заявлено 14.06.2005 Опубл.

10.11.2005. Бюлл. 31. Приоритет 14.06.2005.

9 Производство бунтовой арматуры класса А500С в условиях ОАО “ЗСМК” / А.Б. Юрьев, В.Я. Чинокалов, О.Ю. Ефимов и др. // БНТИ “Черная металлур гия”. – 2005. - № 1. – С. 468-49.

10 Патент № 53597 МПК В21В 1/02. Кассета для продольного разделения го рячего раската / А.Р. Фастыковский, А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов и др. – 2005141321/22;

Заявлено 28. 12. 2005;

Опубл. 27.05.2006. Бюлл. 15. Приори тет 28. 12. 2005. С. 942.

11 Плазменное упрочнение валков сортопрокатного стана: структурно масштабные уровни модификации чугуна / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, Ю.Ф.

Иванов и др. // Физическая мезомеханика. – 2006. - № 2. - С. 97-105.

12 Патент № 53192 МПК В21Д 45/02. Устройство для термического упрочне ния и гидротранспортирования прокатных изделий / А.Б. Юрьев, В.Я. Чино калов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов и др. – 2005139065/22;

Заявлено 14.12.2005;

Опубл. 10.05. 2006. Бюлл. 13;

Приоритет 14.12.2005.

13 Структура термически упрочненной стержневой арматуры / А.Б. Юрьев, В.Я. Чинокалов, О.Ю. Ефимов и др. // Технология металлов. – 2005. - № 9. – С. 5-7.

14 Патент № 51913 МПК В21В45/02. Устройство для ускоренного охлажде ния и гидротранспортирования углового проката / А.Б. Юрьев, В.Я. Чинока лов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов и др. – 2005131514/22;

Заявлено 10.10.2005;

Опубл. 10.03.2006. Бюлл. 7. Приоритет 10.10.2005.

15 Прочность структурных слоев в сечении термически упрочненной армату ры / В.Я. Чинокалов, А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов и др. // Технология металлов.

– 2005. - № 10. – С. 15-18.

16 Патент №20287021 МПК С21D8/08. Способ изготовления высокопрочной термоупрочненной арматурной стали / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чино калов и др. – 2004138237/02;

Заявлено 27.12.2004;

Опубл. 10.06.2006. Бюлл.

31. Приоритет 27.12.2004.

17 Структурно-фазовые состояния валков после плазменного упрочнения и эксплуатации / А.Б. Юрьев, Ю.Ф. Иванов, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов и др. // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. – 2006. - № 8. – С. 63-67.

18 Патент №55651 МПК В21В45/02. Устройство для ускоренного охлаждения и гидротранспортирования фасонных профилей проката / А.Б. Юрьев, В.Я.

Чинокалов, М.В. Зезиков, О.Ю. Ефимов и др. -2006107008/22;

Заявлено 06.03.2006;

Опубл. 27.08.2006. Бюлл. 24. Приоритет 27.08.2006.

19 Влияние плазменной обработки поверхности на структуру и твердость чу гуна с шаровидным графитом / А.Б. Юрьев, В.Я. Чинокалов, О.Ю. Ефимов и др. //Металловедение и термическая обработка металлов. – 2006. - № 6. - С.

34- 20 Решение о выдаче патента №2005131334/02(035142) Способ термической обработки прокатных валков / А.Б. Юрьев, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов и др.;

Заявлено 10.10.2005.

21 Решение о выдаче патента №2006133497/22(036427) Устройство для тер мического упрочнения и гидротранспортирования прокатных изделий / Т.Р.

Галиуллин, О.Ю. Ефимов, В.Я. Чинокалов и др.;

Заявлено 18.09.2006.

22 Решение о выдаче патента №2006145085/22(049226) Устройство для плаз менной обработки изделий / Т.Р. Галиуллин, О.Ю. Ефимов, М.В. Никиташев, В.Я. Чинокалов и др.;

Заявлено 18.12.2006.

23 Формирование структурно-фазовых состояний в арматуре большого диа метра / О.Ю. Ефимов, А.Б. Юрьев, В.Е. Громов и др. // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. – 2007. - № 2. – С. 54-56.

Изд. лиц. № 01439 от 05.04.2000. Подписано в печать.03.2007 г.

Формат бумаги 6084 1/16. Бумага писчая. Печать офсетная Усл. печ. л. 1,22 Уч. изд. л. 1,37 Тираж 100 экз. Заказ _ Сибирский государственный индустриальный университет.

654007, г. Новокузнецк, ул. Кирова, Издательский центр СибГИУ

 

Похожие работы:





 
2013 www.netess.ru - «Бесплатная библиотека авторефератов кандидатских и докторских диссертаций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.