.

Термомеханічна обробка економнолегованих борвмісних сталей для високоміцних кріпильних виробів: Автореф. дис… канд. техн. наук / О.В. Парусов, НАН У

Язык: украинский
Формат: реферат
Тип документа: Word Doc
0 2455
Скачать документ

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ
ІНСТИТУТ ЧОРНОЇ МЕТАЛУРГІЇ ІМ. З. І. НЕКРАСОВА

Парусов Олег Володимирович

УДК 621.771: 621.785: 669.15 ‘781-194 (043)

ТЕРМОМЕХАНІЧНА ОБРОБКА ЕКОНОМНОЛЕГОВАНИХ БОРВМІСНИХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ВИСОКОМІЦНИХ КРІПИЛЬНИХ ВИРОБІВ

Спеціальність 05.16. 01 – Металознавство та термічна обробка металів

Автореферат
дисертації на здобуття наукового ступеня
кандидата технічних наук

Дніпропетровськ – 1998

Дисертація є рукопис.
Робота виконана в Інституті чорної металургії НАН України.
Науковий керівник: доктор технічних наук, професор Узлов Іван Герасимович, зав. відділом Інституту чорної металургії НАН України.
Офіційні опоненти:
доктор технічних наук, професор Спиридонова Ірина Михайлівна, Дніпропетровський державний університет, професор;
кандидат технічних наук, старший науковий співробітник Співаков Валерій Іванович, Інституту чорної металургії НАН України, провід-ний науковий співробітник.
Провідна установа:
Державна металургійна академія України Міністерства освіти України,
м. Дніпропетровськ.
Захист відбудеться ”25”_грудня_ 1998 р. о “14 ” годині
на засіданні спеціалізованої вченої ради К 08.231. 01 в Інституті чорної металургії НАН України за адресою: 320050, м. Дніпропетровськ, пл. академіка Стародубова, 1.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Інституту чорної металургії НАН України.

Автореферат розісланий ”_23_” _листопада_ 1998 р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради, доктор технічних наук

Г. В. Левченко

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ
Прийнята Верховною Радою України в 1995 р. концепція розвитку гірничо-металургійного комплексу передбачає не тільки повне задоволення внутрішнього ринку в металопрокаті широкого марочного і розмірного сортаменту, але і розши-рення експорту прокату з підвищеними споживчими і службовими властивостями.
Важлива ланка в забезпеченні потреб України в металопрокаті належить якісному металопрокату для машинобудування, зокрема, для виробництва кріпиль-них виробів.
В нинішній час є безперечним, що одним з найважливіших факторів більш ефективного застосування кріпильних і інших металовиробів є підвищення їх міц-ності, що не тільки збільшує надійність і довговічність металовиробів, але і змен-шує їх металоємність. Крім того, при виробництві кріпильних виробів важливу роль відіграють такі фактори, як коефіцієнт використання металу і питомі витрати праці і енергії, що є найбільш оптимальними при застосуванні засобів холодного видавлювання і висадки.
Високоміцні кріпильні вироби діаметром до 12-16 мм звичайно виготовля-ють з вуглецевих сталей з вмістом вуглецю 0,30-0,45 % (ГОСТ 1759), а діаметром до 30 мм і більш – з сталей, легованих кремнієм, хромом, нікелем, молібденом, ванадієм і іншими елементами (ГОСТ 22356).
Альтернативним шляхом розвитку виробництва високоміцного кріплення є розробка і застосування борвмісних вуглецевих і низьколегованих (економнолего-ваних) сталей і процесів їх термомеханічної обробки (ТМО), чому присвячена ця дисертаційна робота.
Актуальність теми. В умовах України масове виробництво прокату з сталей 40Х, 40ХН, 38ХС, 15ХФ, 30ХН2МФА і інших для виробництва високоміцного кріплення лімітується дефіцитом дорогих легуючих елементів (хрому, нікелю, ванадію, молібдену та ін.) і недостатньою технологічною пластичністю цих сталей, що вимагає проведення пом’якшуючого відпалу перед калібруванням прокату і сфероідизуючого відпалу перед холодною висадкою кріплення.
Малі добавки бору (0,001 – 0,005 %) виявляють такий же вплив на прогарто-вуваність сталі, який досягається при леговані хромом, марганцем або нікелем в кількості, яка в 100 – 300 разів перевищує добавки бору. Крім того, покращання прогартовуваності бором дозволяє при збереженні рівня механічних властивостей готових виробів зменшити вміст вуглецю і деяких інших легуючих елементів в сталі, завдяки чому підвищується технологічна пластичність прокату.
Ефективною представляється також комбінація мікролегування сталі для високоміцного кріплення бором і застосування таких режимів її ТМО, при яких забезпечується отримання дрібнозернистої структури після гарячої прокатки в високотемпературному режимі, тобто вище температури початку рекристалізації аустеніту. Дрібнозерниста структура сприяє підвищенню технологічної пластично-сті і комплексу механічних і службових характеристик сталі.
Собівартість виробництва сталі для високоміцного кріплення, яка включає витрати на мікролегування бором і термомеханічну обробку з прокатного нагріван-ня, істотно нижча собівартості виробництва традиційно використовуваних для цьо-го сталей, що зумовлено підвищеним вмістом в останньому випадку легуючих елементів і необхідністю проведення пом’якшуючої і сфероідизуючої термічних обробок з окремого нагрівання.
Зв’язок роботи з науковими програмами і планами.
Робота виконувалася у відповідності з програмою ДКНТУ 5.2. 11 “Термо-механічно зміцнений прокат” і тематичним планом Інституту чорної металургії НАН України.
Мета дослідження. Встановити закономірності структуроутворення в еконо-мнолегованих борвмісних сталях, підданих обробці за різноманітними схемами і режимами ТМО, і розробити на їхній основі нові технологічні рішення, направлені на підвищення якості сталей для високоміцних кріпильних виробів.
Задачі дослідження:
1. Встановити залежність величини аустенітного зерна в економнолегованих борвмісних сталях від параметрів ТМО при контрольованій прокатці і контрольованому охолодженні.
2. Вивчити кінетику перетворень аустеніту економнолегованих борвмісних сталей при різних швидкостях безперервного охолодження.
3. Встановити характер розподілу бору в структурі економнолегованих борвмісних сталей в залежності від вмісту вуглецю.
4. Визначити прогартованість економнолегованих борвмісних сталей і обгрунту-вати заміну базових сталей за цим показником.
5. Розробити нормативно-технічну документацію на виробництво економно-легованих борвмісних сталей.
Наукова новизна. Вперше отримано порівняльні дані по рекристалізації аустеніту економнолегованих борвмісних сталей при контрольованому охолоджен-ні після високотемпературної (1050 0С) деформації і контрольованої прокатки при температурах 950, 900, 850 і 800 0С заздалегідь нагрітих до 1100 0С зразків. Пока-зано, що при контрольованому охолодженні аустенітне зерно меншого розміру формується в більш широкому інтервалі температур, деформацій і видержок, ніж при контрольованій прокатці. Це зумовлено проходженням в першому випадку процесів динамічної рекристалізації, різко здрібнюючих вихідне (початкове) аустенітне зерно, а в другому випадку – переважно процесів статичної рекристалі-зації, ефективність здрібнення аустенітного зерна при яких зростає з підвищенням температури деформації.
Встановлено, що змінювання величини аустенітного зерна по мірі зниження температури його ізотермічної витримки, як при контрольованому охолодженні, так і при контрольованій прокатці, залежить від обтискування при прокатці: при малих обтисках процеси змінювання величини аустенітного зерна проявляються більш істотно, ніж при великих.
Показано, що хром і марганець виявляють різний вплив на процеси рекри-сталізації в борвмісних сталях при контрольованому охолодженні і контрольованій прокатці: в марганцевистих сталях при інших рівних умовах величина аустенітного зерна в 2- 2,5 рази більша, ніж в хромистих. Це зумовлено більшим впливом хрому на зниження енергії дефекту упакування, ніж марганцю.
Встановлено, що підвищення вмісту вуглецю в борвмісних сталях приводить до збільшення як розміру частинок боридів, що виділяються по границях аустені-тних зерен, так і кількості карбоборидів в евтектоїді, внаслідок чого концентрація бору в твердому розчині знижується.
Практичне значення отриманих результатів.
На основі експериментально встановлених закономірностей структуроутво-рення в економнолегованих борвмісних сталях, зумовлених впливом легуючих елементів, схемою і параметрами ТМО, розроблена науково обгрунтована техно-логія термічної обробки з прокатного нагрівання сталей для високоміцних кріпиль-них виробів.
Рекомендована схема і параметри ТМО прокату з економнолегованих борвмісних сталей, а також нормативні вимоги до них внесені відповідно в НТІ 228-53-93 “Наскрізна технологічна інструкція по виробництву борвмісних сталей і прокату для холодної висадки” і ТУ 14-228-139-92 “Прокат гарячекатаний і калі-брований з легованої конструкційної борвмісної сталі”.
По кооперації комбінат “Криворіжсталь” – Костянтинівський металургійний завод – Дружківський метизний завод, а також комбінат “Криворіжсталь” – завод “Автонормаль”, випробувана наскрізна технологія виробництва високоміцного кріплення (болтів М14 і М24) класів міцності 8.8 і 10. 9.
Особистий внесок здобувача.
В дисертації не використані ідеї співробітників, що сприяли виконанню роботи. При проведенні досліджень, результати яких опубліковані в співавторстві, автором дисертації здійснено планування лабораторних і промислових експериментів, аналіз і узагальнення результатів, опрацювання інженерних рішень та участь у проведенні дослідів і впровадженні розробок в практику.

Апробація результатів дисертації.
Основні положення дисертаційної роботи доповідалися і обговорювалися на: міжнародній конференції “До 90-річчя з дня народження академіка К. Ф. Староду-бова” (м. Дніпропетровськ, 1994 р.); міжнародній конференції “Проблеми сучасно-го матеріалознавства” (м. Дніпропетровськ, 1997 р.).
Публікації. Матеріали дисертаційної роботи опубліковані в 5-ти наукових статтях.
Структура і обсяг роботи. Дисертація складається з вступу, 8 розділів і висновків. Повний обсяг дисертації 128 сторінок, вона містить 37 малюнків,
16 таблиць, список використаних літературних джерел з 95 найменувань.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ
Стан теорії і технології температурно-деформаційної обробки сталей для високоміцних кріпильних виробів
На основі аналізу і узагальнення науково-технічної інформації виявлені основні вимоги до сталі для холодного об’ємного штампування (ХОШ). Так, поряд з нормативними вимогами ГОСТ 10702 до величини деформації при холодній осадці (групи 50, 66, 75), міцностних і пластичних характеристик важливим крите-рієм є відношення межі текучості до межі міцності, яке не повинно перевищувати 0,65 для штампування деталей із складною конфігурацією і 0,70- із порівняльно простою конфігурацією.
Однією з основних вимог, які пред’являються до сталі для ХОШ, вважають отримання, в стані після гарячої прокатки, властивостей, що забезпечують прове-дення проміжної обробки – калібровки без пом’якшуючого відпалу, для чого сталь перед калібровкою повинна мати твердість не вище 207-230 НВ.
Пошук шляхів збільшення міцності кріпильних виробів нині ведеться в наступних напрямках: розробка нових, більш ефективних марок сталі, викори-стання термічного зміцнення металу, застосування процесів ТМО і деформацій-ного зміцнення металу.
В зарубіжній і в меншій мірі в вітчизняній металургії все більш широке розповсюдження одержують мікролеговані, зокрема, бором сталі, які застосову-ють для виготовлення кріпильних виробів класів 8.8-12.9. Мікролегування сталей бором відкриває нові можливості для отримання економнолегованих сталей, експлуатаційні характеристики яких в багатьох випадках не тільки не поступа-ються, але і переважають рівень властивостей сталей, одержуваних з застосуван-ням традиційних систем легування.
В зв’язку з викладеним вище в роботі визначені наступні напрямки досліджень:
 розробити економнолеговані сталі з бором для високоміцного кріплення класів 8.8 – 12.9;
 встановити закономірності змінювання величини аустенітного зерна борвміс-них сталей в залежності від схеми і температурно-деформаційних параметрів ТМО;
 вивчити кінетику перетворень аустеніту економнолегованих бористих сталей при безперервному охолодженні;
 визначити технологічну пластичність і комплекс службових властивостей економнолегованих бористих сталей;
 розробити наскрізну технологію виробництва високоміцного кріплення класів 8.8-12.9 з борвмісних сталей.
Матеріал і методика досліджень
У відповідності з вибраними напрямками досліджень в роботі обгрунтована розробка ранжованого ряду вуглецевих і економнолегованих марок сталі (табл. 1), металургійні, технологічні, механічні і металофізичні властивості яких були оптимізовані застосуванням науково обгрунтованих технологічних процесів при виробництві високоміцних кріпильних виробів.
Таблиця 1
Марки і хімічний склад борвмісних досліджуваних сталей
Марка cталі Вміст хімічних елементів, % мас.
C Mn Si S P Cr Al Ti B
20Р 0,24 0,58 0,32 0,025 0,010 0,02 0,05 0,03 0,004
30Р 0,32 0,79 0,38 0,031 0,019 0,04 0,05 0,03 0,004
35Р 0,35 0,70 0,32 0,027 0,013 0,05 0,05 0,05 0,004
20Г2Р 0,21 1,16 0,33 0,021 0,024 0,08 0,04 0,04 0,003
30Г1Р 0,27 1,17 0,28 0,035 0,026 0,04 0,05 0,04 0,003
35Г1Р 0,33 1,12 0,29 0,034 0,021 0,06 0,05 0,03 0,003
30ХР 0,30 0,72 0,32 0,030 0,020 1,01 0,05 0,03 0,002
26ХГР 0,23 1,22 0,24 0,025 0,017 0,68 0,009 0,01 0,004
Вплив схем і режимів ТМО на рекристалізацію аустеніту в сталях 20Г2Р, 30Г1Р, 35Г1Р, 30ХР і 26ХГР вивчали на клиновидних зразках розміром 7х14х90 мм.
Клиновидні зразки піддавали аустенізації при температурі 1100 0С протягом 30 хв. На лабораторному стані ДУО-300 здійснювали прокатку і ТМО за наступни-ми схемами і режимами:
1. Контрольоване охолодження (КО): прокатка із середньою швидкістю де-формації 130 с-1 при температурі 1050 0С зразків, заздалегідь нагрітих до 1100 0С ; ізотермічна витримка в соляній ванні при температурах 950, 900, 850 і 800 0С .
2. Контрольована прокатка (КП): охолодження в соляній ванні до температур 950, 900, 850 і 800 0С зразків, заздалегідь нагрітих до 1100 0С; прокатка із серед-ньою швидкістю деформації 130 с-1 і наступна ізотермічна витримка при темпера-турах 950, 900, 850 і 800 0С.
Витримку гарячедеформованих за цими схемами зразків при температурах 950, 900, 850 і 800 0С здійснювали протягом 10, 100 і 1000 с. Безпосередньо після деформації і завершення ізотермічної витримки зразки піддавали гартуванню у воді для фіксації і визначення величини зерна, яка відповідала конкретному сту-пеню гарячої деформації металу.
Прогартованість дослідних сталей визначали засобом торцевого гарту за ГОСТ 5657, а механічні іспити при розтязі і вимірювання твердості за ГОСТ 1497 і ГОСТ 9013.
Вивчення кінетики фазових перетворень аустеніту бористих сталей при безперервному охолодженні проводили на універсальному ділатометрі “805” фірми “BAER-GERA-TEBAV”.
Оцінку параметрів деформаційного зміцнення при розтязі зразків з дослід-жуваних сталей здійснювали на випробувальній машині “Instron” з обробкою результатів на ПЕОМ.
Розподіл бору в структурі сталі марок 20Р, 30Р і 35Р вивчали засобом трекової радіографії, заснованим на фіксації спеціальними полімерними детекто-рами слідів від -частинок, які виникають від взаємодії ізотопу бору В10 в стру-ктурі сталі з тепловими нейтронами.
Оцінку схильності дослідних сталей до сповільненого руйнування проводили за ГОСТ 25.506, застосовуючи схему трьохточкового вигинання.
Мікроструктуру сталі досліджували засобами світлової мікроскопії на мікроскопі “Neophot-32”.
Розробка ранжованого ряду вуглецевих і економнолегованих сталей з бором для високоміцного кріплення
З аналізу зарубіжних стандартів визначені наступні сталі-аналоги для розро-бки ранжованого ряду вуглецевих (а) і економнолегованих (б) борвмісних сталей:
а) СЕ20ВG1; СЕ28В; СЕ35В – по ISO 4954 і 22В2; 28В2; 35В2 – по DIN 1654;
б) СЕ20ВG2; 35MnВ5Е; 37CrВ1Е – по ISO 4954.
Сталі-аналоги містять основні легуючі елементи в наступних межах, %: вуглець – 0,17 – 0,41; марганець – 0,50 – 1,40; кремній – не більше 0,40; хром – 0,20 – 0,40; бор – 0,0008 – 0,005.
Такі сталі після зміцнюючої термічної обробки забезпечують отримання тимчасового опору розриву 800 – 1400 Н/мм2 в виробах діаметром до 40 мм.
У відповідності з зарубіжними сталями-аналогами розроблено ранжований ряд вуглецевих і економнолегованих борвмісних сталей: 20Р, 30Р, 35Р (ТУ 14-228-35-91); 20Г2Р, 30Г1Р, 35Г1Р, 30ХР (ТУ 14-228-139-92) і 26ХГР (ТУ 14-1-3672-90).
В ранжованому ряді вуглецевих і економнолегованих борвмісних сталей основні легуючі елементи нормовані в наступних межах, %: вуглець – 0,18 – 0,39; марганець – 0,50 – 1,60; кремній – 0,17-0,37; хром – 0,25-1,10; бор – 0,001 – 0,005.
Виходячи з середніх значень прогартованості при торцевому гарті зарубіж-них сталей-аналогів, розраховані критичні діаметри кріплення класів міцності 8.8 – 12.9 з розробленого ряду борвмісних сталей, табл. 2.
Таблиця 2
Розрахункові значення критичних діаметрів (dкр) кріплення класів міцності 8.8 – 12.9 з розробленого ряду борвмісних сталей
Марка Клас міцності*
сталі 8.8 10.9 12.9
dкр , мм
20Р 34/20 29/12 13/3
30Р 43/25 34/19 24/9
35Р 48/33 42/28 34/19
20Г2Р 38/25 33/18 18/5
30Г1Р 43/25 34/19 24/9
35Г1Р 65/46 55/39 44/28
30ХР 57/41 49/33 37/21
26ХГР 55/40 48/32 36/20
 В чисельнику – гарт у воді, в знаменнику – в маслі.

Вплив схем і температурно-деформаційних параметрів ТМО на формування аустенітного зерна борвмісних сталей
Загальні закономірності формування аустенітного зерна борвмісних сталей в залежності від схеми і температурно-деформаційних параметрів ТМО (КП і КО) вивчали шляхом побудови діаграм рекристалізації другого типу і відповідних їм діаграм ізозеренних величин аустенітного зерна.
Інтервали змінювання температурно-деформаційних і тимчасових параметрів КП і КО для заданих інтервалів змінювання аустенітного зерна в бористих сталях наведені в табл. 3 і 4.
Із аналізу діаграм рекристалізації аустеніту (табл. 3 і 4) випливає, що при КО більш однозначно виявляється закономірний вплив збільшення обтисків на здріб-нення аустенітного зерна при всіх досліджуваних температурах ізотермічної вит-римки. Це зумовлено ідентичністю вихідної структури аустеніту при КО, яка утво-рюється в результаті динамічної рекристалізації при 1050 0С.
При КП залежність величини аустенітного зерна від параметрів обробки має більш складний характер, ніж при КО. Так, з кінетичної кривої рекристалізації аустеніту випливає, що при КП при температурі 800 0С процеси динамічної і статичної рекристалізації не відбуваються і тому деяке здрібнення витравлюваних об’ємів сталі (субструктури), безпосередньо після гарячої деформації, зумовлено, мабуть, проходженням динамічної полігонізації. Такого типу структура в сталі при післядеформаційних витримках починає укрупнюватись. Зменшення величини
Таблиця 3
Інтервали зміни температурно-деформаційних і тимчасових параметрів КП для заданих інтервалів змінювання аустенітного зерна в бористих сталях

Марка сталі Інтервал змінювання аустенітного зерна, мкм Площа на діаграмі ізозерених величин аустенітного зерна,% Ступінь деформа-ції,% Інтервал температур, 0С Час витримки , с
26ХГР 30–45 10 24–36 865–950 10
30–45 21 22–36 840–950 100
35–45 10 25–36 860–950 1000
30ХР 15–45 51 3–36 830–950 10
25–45 37 15–36 845–950 100
20–45 32 10–36 850–950 1000
20Г2Р 45–50 2 38–40 825–867 10
30–50 14 20–40 870–950 100
25–50 28 12–40 820–950 1000
30Г1Р 30–45 13 13,4 880–950 10
35–45 27 26,8 810–950 100
35–45 34 34,1 800–950 1000
35Г1Р 30–45 12 23–36 880–950 10
30–45 22 16–36 885–950 100
30–45 10 30–36 800–950 1000
витравлюваних об’ємів сталі при ізотермічній витримці більш 100 с при темпера-турі 800 0С зумовлене початком    перетворення. При температурах деформації 850, 900 і 950 0С процеси динамічної рекристалізації також не були зафіксовані. Тому можна припустити, що при означених температурах також розвиваються процеси динамічної полігонізації, а при наступній ізотермічній витримці – процеси статичної рекристалізації.
Особливістю процесу КП є наявність в структурі сталі безпосередньо після гарячої деформації великих витягнутих (коефіцієнт форми 3: 1) зерен аустеніту, що при статичній рекристалізації здрібнюються в два і більше разів.
При КО процеси статичної рекристалізації проходять більш мляво у порів-нянні з КП і не мають чіткої температурної залежності для досліджуваних сталей. Це зумовлено більш високою температурою деформації при КО, в результаті чого накопичена енергія в металі і, відповідно, стимул до структурного змінювання зменшуються.
В марганцевистих сталях при інших рівних умовах величина аустенітного зерна в 2-2. 5 рази більше, ніж в хромистих. Це зумовлено більшим впливом хро-
му на гальмування процесів самодифузії заліза у порівнянні з марганцем.
Таблиця 4
Інтервали зміни температурно-деформаційних і тимчасових параметрів КО для заданих інтервалів змінювання аустенітного зерна в бористих сталях

Марка сталі Інтервал змінювання аустенітного зерна, мкм Площа на діаграмі ізозеренних величин аустенітного зерна,% Ступінь деформа-ції,% Інтервал температур, 0С Час витримки, с
26ХГР 30–45 26 14–36 800–950 10
40–45 24 19–36 800–950 100
30–45 30 14–36 800–950 1000
30ХР 20–45 39 18–36 800–950 10
25–45 43 3–36 800–950 100
15–45 92 3–36 800–950 1000
20Г2Р 30–50 63 3–36 800–950 10
30–50 57 12–36 800–950 100
30–50 56 11–36 800–950 1000
30Г1Р 35–45 53 13–36 800–950 10
30–45 48 15–36 800–950 100
30–45 51 5–36 800–950 1000
35Г1Р 35–45 33 25–36 800–900 10
35–45 29 25–36 800–950 100
45–40 48 13–36 800–950 1000

Кінетика фазових перетворень в сталях 20Г2Р і 30Г1Р при безперервному охолодженні
При аналізі побудованих термокінетичних діаграм борвмісних сталей встановлено: для сталі 20Г2Р критична швидкість охолоджування складає 520С/с, а мартенситний інтервал (Мн – Мк) – 1550С; для сталі 35Г1Р відповідні характери-стики дорівнюють 250С/с і 2050С. Ці дані свідчать про більшу прогартованість сталі 35Г1Р у порівнянні зі сталлю 20Г2Р, що підтверджено експериментально.
При швидкостях охолодження менше критичних аустеніт сталі 20Г2Р починає розпадатися з утворенням фериту, а сталі 35Г1Р – бейніту. При цьому відповідно утворюються ферито-бейніто-мартенситні і бейніто-мартенситні струк-тури. При подальшому зниженні швидкостей охолодження в обох сталях утворюється ферито-перлітна структура.
Сталі 20Г2Р і 35Г1Р мають у порівнянні з вуглецевими сталями високу бейнітну і перлитну прогартованість, що є позитивним здобутком цих сталей. Із збільшенням вмісту вуглецю область бейнітного перетворення поширюється за температурною і тимчасовою шкалами. Температурна межа кінця проміжного перетворення в обох сталях по мірі зниження швидкості охолодження зміщується в область більш низьких температур, що зумовлено збагаченням вуглецем неперетвореного в бейнітній області аустеніту і пониженням внаслідок цього точки Мн.
Визначення комплексу технологічних і службових характеристик бористих сталей
Параметри деформаційного зміцнення і граничної пластичності бористих сталей, необхідні при розробці технології ХОШ, вивчали на сталях 20Г2Р і 30Г1Р в порівнянні з традиційно використовуваними сталями 35 селект і 38ХГНМ.
Побудова і аналіз істинних діаграм розтягу досліджуваних сталей показали, що бористі сталі мають менші значення міцностних характеристик і коефіцієнтів деформаційного зміцнення у порівнянні з застосовуваними в нинішній час для ви-робництва високоміцного кріплення сталями. В зв’язку з цим бористі сталі мають менший опір деформації при калібровці і ХОШ кріпильних виробів.
Для всіх досліджуваних сталей характерно збільшення граничної пластично-сті (?p) із зменшенням показника напруженого стану (/Т). Пластичність металу при /Т = 0, що визначається коефіцієнтом , а також інтенсивність змінювання цієї пластичності, в залежності від /Т, яка характеризується коефіцієнтом , залежать від хімічного складу і структури сталі. Так, в випадку іспиту зразків на розтяг (=-1) найбільше значення коефіцієнта  має сталь 30Г1Р. Далі за ступе-нем зменшення значення  досліджувані сталі вишиковуються в наступний ряд: 35 селект, 20Г2Р, 38ХГНМ. При цьому темп падіння граничної пластичності із зростанням показника напруженого стану /Т для сталі 30Г1Р має лінійний характер і приблизно в двічі переважає темп падіння ?p сталі 38ХГНМ.
Зменшення жорсткості іспитів (?= 0 – кручення) змінює характер залеж-ності: для всіх досліджуваних сталей означена функція має лінійний характер при практично незмінному тангенсі кута нахилу; по мірі зменшення  досліджені сталі вишиковуються в наступний ряд: 20Г2Р, 35 селект, 30Г1Р, 38ХГНМ.
Таким чином, борвмісні сталі за рівнем технологічної пластичності перева-жають середньолеговану сталь 38ХГНМ, мають менший коефіцієнт деформацій-ного зміцнення і, отже, використання їх замість сталі 38ХГНМ при виробництві високоміцних кріпильних виробів сприяє зниженню опору деформації при калібру-ванні і підвищенню стійкості холодновисаджувального інструменту.
Дослідження впливу температури аустенитизації (850 – 9000С) сталей 20Г2Р і 30Г1Р, типу гартувального середовища (вода і масло) і температури відпуску (200-500 0С) на схильність до крихкого руйнування і рівень міцностних характери-стик показало, що обидві сталі при всіх режимах термічної обробки виявляють зниження ударної в’язкості (КСU) в діапазоні температур відпуску 300-400 0С, зумовлене відпускною крихкістю, а твердість монотонно знижується з підвищен-ням температури відпуску. Механічні характеристики несуттєво залежать від типу гартувального середовища, що свідчить про досягнення мартенситної прогарто-ваності як у воді, так і в маслі. Ударна в’язкість сталей практично не залежить від температури гарту при її змінюванні в досліджуваних межах. Бористі сталі 20Г2Р і 30Г1Р відповідають класам міцності 8.8 і 10.9 при наступних температурах відпуску після гарту:
Марка сталі Клас міцності Температура відпуску, 0С
20Г2Р 8.8 450-500
20Г2Р 10.9 400-450
30Г1Р 8.8 500-550
30Г1Р 10.9 450-500
Оцінку опору втомленості сталей 20Г2Р і 30Г1Р проводили на зразках, термічнооброблених на клас міцності 10.9. Зниження вмісту вуглецю в сталі (при переході від сталі 30Г1Р до 20Г2Р) приводить до зниження на 25-30% опору втомленості і підвищенню чутливості до концентратору напруги. Це викликано тим, що із-за більш низької температури відпуску в сталі 20Г2Р формується менш рівноважна структура, ніж в сталі 30Г1Р.
Порівняльне вивчення схильності до сповільненого руйнування показало, що час до руйнування при однаковому рівні коефіцієнту інтенсивності напруг К1с сталі 30Г1Р трохи менший, ніж сталі 20Г2Р. Однак за рівнем порогового коефіцієнту інтенсивності напруг (90 МПам0,5) обидві марки сталі практично рівноцінні.
Розподіл бору в структурі сталі по висоті зливка
Засобом трекової радіографії показано, що частина наявного в гарячекатаній сталі (20P і 35P) бору входить в склад частинок надмірних боридних фаз, що утворюють замкнуті ланцюжки виділення по межах колишніх аустенітних зерен. Підвищений вміст бору відзначено також в эвтектоїді, де він частково заміщає вуглець в цементиті.
Ефективність впливу бору на прогартовуваність сталі пов’язана з розподілом його в структурі сталі по висоті зливка. З авторадіографічного аналізу випливає, що характер розподілу бору в структурі головної і центральної частин зливка практично ідентичний. В донній частині зливка по межах колишніх аустенітних зерен виділяється менша кількість боридних фаз, ніж в інших його частинах. Це свідчить про зниження вмісту бору в донній частині зливка у порівнянні із голов-ною і центральною частинами.
Розраховані засобом кількісної радіографії значення вмісту бору по висоті зливків сталей 20Р і 35Р наведені в табл. 5.
Таблиця 5
Вміст бору по висоті зливків бористих сталей
Марка сталі Місце відбору проб від частин зливка по його висоті Вміст бору,%
Головна 0,0038
20Р Середина 0,0036
Донна 0,0032
Головна 0,0048
35Р Середина 0,0046
Донна 0,0041
Розподіл бору в структурі загартованої від 930 0С сталі 20Р рівномірний, зернограничні виділення не спостерігаються. В сталі 35Р, загартованій від 870 0С, чітко видні зернограничні виділення боридних фаз, для розчинення яких потрібно підвищення температури аустенитизації.
Розробка наскрізної технології виробництва високоміцного кріплення з борвмісних сталей
Для освоєння виробництва борвмісних сталей і прокату з них вибрали спе-ціалізований технологічний комплекс комбінату “Криворіжсталь”, що включає конверторний цех № 2, блюмінг № 3 і безперервний дрібносортовий стан 250-6. При виготовленні прокату керувались вимогами розроблених ТУ 14-228-35-91, ТУ 14-228-139-92 і наскрізної технологічної інструкції НТІ 228-53-93, якою передба-чені обробка сталі в ковші і захист струменю металу, що розливається, аргоном, а також регламентовані вміст алюмінію і титану (0,02 – 0,05 і 0,01-0,05% відпо-відно).
На першому етапі виготовили дослідні партії прокату з борвмісної вуглеце-вої сталі (20Р, 30Р, 35Р), на другому – із сталей з бором і підвищеним вмістом марганцю і хрому (20Г2Р, 30Г1Р, 30ХР). При прокатці в обтисковому цеху блюми зачищали на машині вогневої зачистки, заготовку перетином 150х150 мм – на обдирочно-шліфувальних верстаках. Дослідні партії заготовки прокатували на стані 250-6 до діаметрів: 15 і 17 мм (сталь 20Р), 15 мм (сталь 30Р), 18 мм (сталь 30ХР), 19 мм (сталі 35Р, 30Г1Р і 35Г1Р) і 23 мм (сталь 20Г2Р). Гарячекатаний прокат, що має на виході із стану температуру 1050-1070 0С, піддавали КО за режимом: прискорене охолодження водою до 800-850 0С і наступне квазіізотер-мічне охолодження в великовантажних мотках на повітрі. При такому режимі КО в бористих сталях формувалося дрібне дійсне зерно (№ 6-8) і зменшувалося зневу-глецювання поверхні (не більше 1,3%).
Фактичні критичні діаметри дослідних бористих сталей (табл. 6), визначені в залежності від класу міцності кріплення і типу охолоджуючого середовища, в більшості випадків близькі до розрахункових значень критичних діаметрів цих же сталей (табл. 2).
Таблиця 6
Фактичні значення критичних діаметрів (dкр) кріпильних виробів класів міцності 8.8-12.9 з дослідних бористих сталей
Марка сталі Клас міцності кріплення dкр *, мм
20Р 8.8 27/12
30Р 10.9 33/18
35Р 10.9 36/21
20Г2Р 8.8 42/27
30Г1Р 10.9 40/25
35Г1Р 12.9 50/34
30ХР 12.9 48/32
 в чисельнику – гарт у воді, в знаменнику – в маслі
З наведених в табл. 6 даних випливає, що критичний діаметр різко зростає з підвищенням вмісту в бористій сталі вуглецю, марганцю і хрому і досягає 48-50 мм при гарті у воді.
Після КО прокат дослідних партій без попереднього відпалу піддавали холодному волочінню (калібровці) на заводах “Автонормаль” і Костянтинівському металургійному з обтисками 1,0-1,5 мм по діаметру, а потім світлому сфероідизу-ючому відпалу, що забезпечує ступінь сфероідизації карбідів 80-95%.
Із сталей 20Р і 35Р були виготовлені термозміцнені болти М14 класів міцності 8.8 і 10.9 відповідно, а із сталей 35Г1Р і 30ХР – болти М24 класу міцності 10.9.
Лабораторні дослідження показали, що із сталі 30ХР можуть бути виготовле-ні болти М24 класу міцності 12.9.

ВИСНОВКИ
1. Визначено один з перспективних напрямків розвитку ресурсо – і енерго-зберігаючих технологій виробництва високоміцних кріпильних виробів, що передбачає розробку і застосування борвмісних вуглецевих і економнолегованих сталей і їх термомеханічну обробку.
2. З позицій сучасного металознавства вивчені закономірності структуро-утворення в економнолегованих борвмісних сталях, підданих безперервному охо-лодженню від температур стабільного стану аустеніту, а також різноманітним схемам і режимам ТМО, і розроблені науково обгрунтовані технологічні рішення, що забезпечують економію дефіцитних легуючих елементів при досягненні висо-кого комплексу властивостей, необхідного для високоміцних кріпильних виробів,
3. Встановлено, що в економнолегованих бористих сталях при контрольо-ваному охолодженні (КО) від температури закінчення гарячої деформації (1050 0С) аустенітне зерно меншого розміру утворюється в більш широкому діапазоні темпе-ратур і деформацій, ніж при контрольованій прокатці (КП) заздалегідь нагрітої до 1100 0С і підстуженої до температури прокатки сталі. Це зумовлено проходженням в процесі гарячої деформації при КО динамічної рекристалізації, різко здрібню-ючої вихідне аустенітне зерно.
4. Показано, що при КО прояв статичної рекристалізації найбільш чітко виражено при 850 0С. Зі зниженням і підвищенням температури післядеформа-ційної витримки розвиток статичної рекристалізації стає менш вираженим і зміщу-ється до більш тривалих витримок. При КП статична рекристалізація розвивається при температурах 850-950 0С.
5. Особливістю процесу КП є наявність в структурі сталі, безпосередньо після гарячої прокатки, великих витягнутих (коефіцієнт форми до 3: 1) зерен аустеніту, які при статичній рекристалізації здрібнюються в два і більше разів.
6. Показано, що зменшення величини зерен або субзерен аустеніту в сталі, підданій обробці за схемою КП при 800 0С і витримці 100 с, зумовлено початком проходження фазового    перетворення.
7. Визначено, що хром і марганець виявляють різний вплив на процеси рекристалізації в борвмісних сталях при КО і КП: в марганцевистих сталях при інших рівних умовах величина аустенітного зерна в 2 – 2,5 разів більша, ніж в хромистих. Це викликано більшим впливом хрому на гальмування процесів самодифузії заліза в порівнянні з марганцем.
8. Змінювання величини аустенітного зерна по мірі зниження температури його ізотермічної витримки, як при КО, так і при КП, залежить від обтиску при прокатці: при малих обтиcках процеси змінювання величини аустенітного зерна виявляються більш істотно, ніж при більших. Це зумовлено розширенням темпера-турного інтервалу проходження процесів рекристалізації з зростанням обтисків.
9. Вивчено характер розподілу бору в структурі мікролегованих цим елементом базових вуглецевих сталей 20P і 35P. Показано, що в гарячекатаній сталі бор входить до складу надмірних фаз, які виділяються по межах аустенітних зерен, а також знаходиться в эвтоктоїді, частково заміщаючи в ньому вуглець.
З підвищенням вмісту вуглецю в сталі кількість надмірних боридних фаз по межах аустенітних зерен збільшується, що зумовлює підвищення температури аустенитизації перед гартом для забезпечення необхідного прогартування сталі.
10. Показано, що борвмісні економнолеговані сталі за рівнем технологічної пластичності переважають середньолеговані (38ХГНМ і ін.) і мають менший темп деформаційного зміцнення. Використання борвмісних сталей при виробництві високоміцного термозміцненого кріплення знижує опір деформації при калібровці і холодному об’ємному штампуванні і сприяє підвищенню стійкості холодновисад-жувального інструменту.
11. Встановлено, що схильність до сповільненого руйнування сталі 30Г1Р (по часу до руйнування) трохи більше, ніж сталі 20Г2Р. Рівень порогового коефіцієнту інтенсивності напруги для обох марок сталі значущо не розрізняється і складає біля 90 МПам0,5, що трохи вище, ніж для використовуваної традиційно сталі 40Х.
12. При відпуску загартованих борвмісних сталей встановлено наступне:
 для всіх сталей характерно зниження ударної в’язкості в діапазоні температур 300-400 0С;
 сталь 20Г2Р гарантовано відповідає класу міцності 8.8 и 10.9 при відпуску в інтервалі 450-500 и 400-450 0С відповідно;
 сталі 30Г1Р і 30ХР забезпечують комплекс властивостей, що відповідає класу 10.9 при відпуску в інтервалі температур 450-500 0С.
13. Розроблена і випробувана в промислових умовах наскрізна технологія виробництва високоміцного термозміцненого кріплення класів міцності 8.8-10.9, що включає контрольоване охолодження до 850-900 0С гарячекатаного прокату з борвмісних сталей і калібровку його без попереднього пом’якшуючого відпалу.
СПИСОК ОПУБЛІКОВАНИХ РОБІТ ЗА ТЕМОЮ ДИСЕРТАЦІЇ
1. Узлов И.Г., Черниченко В.Г., Парусов О.В. Технологические особенности про-изводства проката из экономнолегированных марок стали для изготовления высокопрочного крепежа // Металл и литье Украины. – 1996. – № 1–2. – С.19–22.
2. Узлов И.Г., Парусов О.В., Нестеренко А.М. Зависимость процессов рекристаллизации аустенита в бористой стали 20Г2Р от технологической схемы температурно-деформационной обработки // МиТОМ. – 1998. – № 2. – С.12–13.
3. Разработка экономнолегированных борсодержащих сталей для производства высокопрочных крепежных изделий / Парусов О.В., Узлов И.Г., Парусов В.В., Олейник В.А. // Металлургическая и горнорудная промышленность. – 1998. – № 1. – С.49–50.
4. Разработка температурно-деформационных параметров обработки проката из стали 30ХР для холодной объемной штамповки (ХОШ) высокопрочных крепежных изде-лий / Парусов О.В., Парусов В.В., Биба В.И., Олейник В.А., Хало В.Ф. // Металлургическая и горнорудная промышленность. – 1998. – № 1. – С. 57– 59.
5. Парусов О.В. Исследование влияния режимов температурно-деформационной обработки на рекристаллизацию аустенита в бористой стали 35Г1Р // Сборник трудов международной конференции “Проблемы современного материало-ведения”, Днепропетровск, 1997. – С.67–68.

АНОТАЦІЇ
Парусов О. В. Термомеханічна обробка економнолегованих борвмісних сталей для високоміцних кріпильних виробів. – Рукопис.
Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук за спеціальністю 05.16. 01 – Металознавство та термічна обробка металів.
– Інститут чорної металургії НАН України. Дніпропетровськ, 1998.
Дисертація присвячена вивченню закономірностей структуроутворення в бористих сталях, підданих контрольованому охолодженню (КО) після високо-температурної деформації і контрольованої прокатки (КП). Встановлено, що при КО аустенітне зерно меншого розміру утворюється в більш широкому інтервалі температур і деформацій, ніж при КП. Це зумовлено проходженням в процесі гарячої деформації перед КО динамічної рекристалізації, різко здрібнюючої вихідне аустенітне зерно. Розроблена схема і режими термомеханічної обробки економнолегованих борвмісних сталей для високоміцних кріпильних виробів. На цій основі створена наскрізна технологія виробництва високоміцного термозміц-неного кріплення класів міцності 8.8-10.9, що включає контрольоване охолоджен-ня до 850-900 0С гарячекатаного прокату із борвмісних сталей і калібровку його без попереднього пом’якшуючого відпалу.
Ключові слова: економнолеговані борвмісні сталі, термомеханічна обробка, структуроутворення, властивості, високоміцне кріплення.

Парусов О.В. Термомеханическая обработка экономнолегированных борсодержащих сталей для высокопрочных крепежных изделий. – Рукопись.
Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук по специальности 05.16.01 – Металловедение и термическая обработка металлов.
– Институт черной металлургии НАН Украины, Днепропетровск, 1998.
Диссертация посвящена изучению закономерностей структурообразования в бористых сталях, подвергнутых контролируемому охлаждению (КО) после высокотемпературной деформации и контролируемой прокатке (КП). Установлено, что при КО аустенитное зерно меньшего размера образуется в более широком интервале температур и деформаций, чем при КП. Это обусловлено протеканием в процессе горячей деформации перед КО динамической рекристаллизации, резко измельчающей исходное аустенитное зерно. Разработана схема и режимы термомеханической обработки экономнолегированных борсодержащих сталей для высокопрочных крепежных изделий. На этой основе создана сквозная технология производства высокопрочного термоупрочняемого крепежа классов прочности 8.8–10.9, которая включает контролируемое охлаждение до 850–900 0С горячекатаного проката из борсодержащих сталей и калибровку его без предварительного умягчающего отжига.
Ключевые слова: экономнолегированные борсодержащие стали, термоме-ханическая обработка, структурообразование, свойства, высокопрочный крепеж.

Parusov O. V. The thermomechanical treatment of economically added boron – containing steels for highfirm reinforcing goods – Manuscript.
Thesis for technical science Candidate’s degree on the specialty 05.16. 01. – Metals science and thermal treatment of metals.
– The Institute of black metallurgy NAS Ukraine, Dniepropetrovsk, 1998.
The thesis is devoted to study of regularities of structureformation in steels, containing boron which were subjected to controlled cooling (CC) after hightemperature deformation and controlled roll (CR). It is determined at CC the austenite`s grain with smaller size forms in more wide interval of temperaturesand deformations than at CR. It is stipulated by proceeding dynamical recrystallization at process of hot deformation before CC which sharply crushes very small the austenite`s grain. The scheme and regimes of thermomechanical treatment of economically added boron – containing steels for highfirm reinforcing goods are worked out.
On this base it is created the through technology for production of high firm thermostrengthed reinforce of strength’s class 8.8 – 10.9, which includes controlled cooling to 850-900oC of hot rolled goods from boron – containing steels and calibration him without preliminary tender annealing.
Key words: economically added boron – containing steels, thermomechanical treatment, structureformation, properties, highstrength reinforce

Підписано до друку 10.11.98
Формат 60 х 80 д. л. 1/16. Замовлення 497.
Тираж 100. Р. п. ІЧМ.
м. Дніпропетровськ, пл. академіка Стародубова, 1.

Нашли опечатку? Выделите и нажмите CTRL+Enter

Похожие документы
Обсуждение

Оставить комментарий

avatar
  Подписаться  
Уведомление о
Заказать реферат!
UkrReferat.com. Всі права захищені. 2000-2020