CC BY
29
УДК 621.78
Крылова С.Е.
Орский гуманитарно-технологический институт (филиал) Оренбургского государственного университета E-mail: krilova27@yandex.ru
ПРИМЕНЕНИЕ МАТЕМАТИЧЕСКОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ ДЛЯ СИНТЕЗА ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОГО КЛАССА
Методами математического планирования получены и исследованы опытные экономноле-гированные стали 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ, предназначенные для изготовления инструмента, работающего в сложных условиях нагружения. Предложены режимы предварительной термической обработки с целью получения оптимального структурного состояния для последующего термического упрочнения. Проведен дилатометрический анализ предложенных сталей, изучены особенности протекания фазовых превращений при непрерывном охлаждении.
Ключевые слова: инструментальные стали, термическая обработка, математическая статистика, микроструктура.
Одна из самых острых проблем современности - создание оптимальных систем легирования, обеспечивающих требуемые свойства сталей. Известно, что наибольшей износостойкостью обладает инструментальная сталь, имеющая после термического упрочнения структуру мелкоигольчатого мартенсита с равномерно распределенными в объеме металла частицами карбидов. Значительный вклад в повышение износостойкости сталей вносят карбиды, твердость которых существенно превышает твердость мартенситной матрицы. Простейший метод улучшения износостойкости -увеличение содержания углерода и первичных легированных карбидов. Однако при содержании углерода свыше 0,85% заметно снижается прокаливаемость стали. Если содержание углерода достигает 0,8-0,9%, то мартенситное превращение заканчивается при температуре ниже комнатной и в структуре остаётся некоторое количество остаточного аустенита, снижающего твёрдость закалённой стали.
С точки зрения повышения прочностных свойств важно не только количество углерода и карбидов, но и их благоприятные размеры и характер распределения, поэтому следует выбрать оптимальное количество карбидообразу-ющих элементов [2]. Легировать инструментальные стали целесообразно аустенитообра-зующими элементами (особенно марганцем, который увеличивает энергию дефектов упаковки), а также сильными карбидообразующи-ми элементами (Сг, ^ Т1, N5), которые измельчают структуру и образуют карбиды следующих типов: Fe3С, Мп3С, ^е, Мп)3С, ^е, Сг)3С, ^е, Мп, Сг)3С, Fe3, WС, ТЮ. Эти карбиды име-
ют твердость 950-1050 НУ и являются основной упрочняющей фазой экономнолегирован-ных сталей. Кроме перечисленных выше карбидных соединений хром образует специальные карбиды Сг7С3, (Сг, Fe)7С3 и Сг23С6, которые относятся к карбидам с высокой твердостью (1600-1800 НУ) и наблюдаются в сталях, содержащих 0,8-1% С. Кроме указанных карбидов в структуре сталей подобного типа возможно образование фаз внедрения Мо2С и ТЮ, обладающих высокой температурой плавления и твердостью. Специальные карбиды выделяются при термическом упрочнении в более дисперсной форме, чем цементит, что обеспечивает дополнительное упрочнение стали и повышенную вязкость металлической основы.
Все вышеуказанные предположения, основанные на теоретических данных, лабораторных и промышленных испытаниях, послужили основой для последующей разработки опытных сталей инструментального класса путем оптимизации химического состава и структурно-фазового состояния.
Проблема разработки экспериментальной экономнолегированной стали решалась с применением методов математической статистики, что позволило получить математические модели и комплексные графические зависимости, отражающие влияние выбранных легирующих элементов на абразивную стойкость, твердость и ударную вязкость литых сталей, а также рассчитать оптимальный химический состав стали, имеющей высокие значения указанных характеристик.
Расчеты проводили для трех экспериментов по 16 опытным сплавам. Выплавку экспе-
ВЕСТНИК ОГУ № 5 (154)/маи2013 183
риментальных сталей проводили в условиях ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ», в фасонно-литейном цехе №18 на индукционной печи ШТ 0,4/0,32. Шихтовка опытных плавок проводилась на 300 кг из расчета получения требуемого химического состава с учетом угара элементов. В качестве шихтовых материалов использовался лом стальной углеродистый и ферросплавы. Исследованию подвергались образцы сталей, размером 10x10x55 мм, вырезанные из различных частей литой заготовки.
Испытания полученных образцов на абразивную стойкость проводили на экспериментальной установке [2], позволяющей испытывать образцы квадратного сечения различных размеров. В качестве абразива использовали шлифовальный круг диаметром 250 мм марки 25А25ПСМ16К20ПГ35А2 - белый электрокорунд на керамической связке. Термическую обработку проводили в лабораторных печах электросопротивления типа СНОЛ-1 с воздушной атмосферой и в муфельной печи МП-2. Металлографические исследования осуществляли на электронном растровом низковакуумном микро-скопе^0Ь^М.6460!У с волновым и энергодисперсионным анализаторами. Исследования проводили во вторичных электронах, электронах поглощения и рентгеновском характеристическом излучении. Поверхности объекта сканировали при напряжении 25 кВ. Диаметр электронного зонда составлял порядка 1 мкм.
При использовании методов математической статистики для оптимизации химического состава опытных сталей важно правильно выбрать диапазон изменения факторов. Чем уже диапазон, тем проще и точнее обобщенная формула, которая будет получена после обработки результатов эксперимента. Для упрощения графического оформления результатов предпочти-
Таблица 1. Уравнения влияния химического состава на абразивную стойкость литых сталей AC=F (Сг, Мп, Т1, ^ Мэ, С)
Функция Корреляции (готовая таблица)
Уравнение А В С 0 СКАО V,*
У=Ахг+Вх+С 0,070 -0,170 -0,170 - 0,189 0,732 0,198
Р(ЖМп) У=АХ!+ВХ+С -0,344 1,380 -1,850 - 0,255 0,522 0,319
У=АХ!+ВХ+С -0,162 0,210 -0,040 - 0,188 О ГО 0,070
У=Ахг+Вх+С -1,010 0,390 0,930 - 0,203 0,7 0,320
Р(М1Ь] У=Аев*+С 1,060 -0,490 -0,910 - 0,735 0,593 0,266
У=АХ2+ВХ+С -1,410 1,490 0,830 - 0,283 0,375 0,325
тельно равномерное возрастание уровней. После выбора интервалов и уровней изменения факторов составлена матрица планирования эксперимента для 6 факторов и 16 наблюдений по каждому эксперименту, отличающемуся микролегирующим комплексом. Легирующие элементы по отношению к углероду располагали в ряд по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз: Fe ^ Мп ^ Сг ^ W ^ №> ^ Ть Поэтому при анализе независимые переменные выбирались в соответствующей последовательности [1].
Использование пакета стандартных прикладных программ позволило при ограниченном числе опытов, с меньшим «шагом» планирования получить математические модели, отражающие влияние легирующих элементов на абразивную (АС) стойкость, твердость (НИС) и ударную вязкость (КСи) литых и термически обработанных сталей (табл. 1).
Данные массивы позволяют выявить зависимость между группой факторов (Сг, Мп, Т1, ^ МЬ, С) и исследуемыми свойствами (АС, КСи, НИС). Для данных таблиц порог уровня значимости (р-уровень) составляет 0,62.
В результате математической обработки, осуществляемой регрессионный статистический анализ данных, исключая незначащие и незначительные факторы удалось получить химический состав и рекомендовать три марки стали, обладающих наилучшим комплексом свойств - 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ. Плавочный химический состав исследуемых сталей приведен в табл. 2.
Исследование сталей производили в литом состоянии и после проведения горячей ковки. Технология проведения ковки в условиях производства ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ» г. Орск заключалась в ступенчатом нагреве с печью до температур 400, 850 и 1200°Ссо скоростью не более 50 °С/ч и временем выдержки 3, 5 и 8 часов соответственно, горячей пластической деформации при температуре 1200 °С, затем осуществлялась посадка заготовки в печь при температуре 350 °С на 3 часа с дальнейшим ох-
184 ВЕСТНИКОГУ № 5(154)/май'2013
Крылова С.Е.
Применение математического моделирования для синтеза..
лаждением на спокойном воздухе. Микроструктура сталей в литом состоянии представлена на рисунке 1.
Литая структура сталей 100Х3Г2МТР и 70Х3Г2ФТР характеризуется ярко выраженным дендритным строением, причем с существенными различиями. В стали 100Х3Г2МТР дендриты имеют значительную разветвлен-ность и средний диаметр ветвей около 0,15...0,18 мкм, в то время как в стали 70Х3Г2ФТР минимальное сечение дендритов составляет порядка 24.26 мкм. При этом они получили менее разветвленное строение и почти округлую форму. Это объясняется различными условиями отвода тепла и градиентом концентраций перед поверхностью затвердевания, обусловленными различиями как в микролегирующих комплексах, так и в содержании углерода.
Далее была проведена всесторонняя свободная ковка с последующей термической обработкой заготовок, которая должна способствовать устранению карбидной и дендритной ликвации вследствие измельчения, а также выравнивания
химического состава по сечению заготовки (см. рисунок 2).
Результаты замеров твердости и микротвердости исследуемых сталей после ковки и последующего отжига представлены в таблице 3. После ковки заготовки получили пониженную твердость порядка 18-23 НИС. Последующий отжиг при 800 °С привел к увеличению твердости стали 100Х3Г2МТР до 25 НИС, а 70Х3Г2ВТБ до 33 НИС, что можно объяснить более полным переводом легирующих элементов в раствор при нагреве и получение однородной структуры с равномерно распределенными карбидами после охлаждения [3].
Следующим шагом явился выбор оптимальной температуры аустенитизации, обеспечивающей максимально полное растворение карбидов без интенсивного роста аустенитных зерен. С этой целью исследовано влияние температуры аустенитизации на положение мар-тенситной точки МН, чувствительной к переходу легирующих элементов в твердый раствор. Образцы нагревались до разных температур
Таблица 2. Химический состав экспериментальных экономнолегированных сталей, % по массе
Марка стали С Mn Si P S Сг N1 Си № W А1 Мо V Т1
100Х3Г2МТР 0,90 1,94 0,65 0,021 0,011 2,87 0,07 0,06 - - 0,041 0,48 - 0,43
70Х3Г2ФТР 0,67 1,92 0,59 0,022 0,010 2,92 0,09 0,08 - - 0,032 - 0,62 0,39
70Х3Г2ВТБ 0,64 1,90 0,61 0,023 0,012 2,85 0,10 0,12 0,055 0,35 0,048 - - 0,46
Таблица 3. Твердость (НИС)/микротвердость (Н/мм2) экспериментальных сталей после ковки
и последующего отжига
Марка стали После ковки Отжиг 800 °С (2 часа)
печь до 600 °С печь далее на воздухе до 500 °С печь далее на воздухе
100Х3Г2МТР 22,2/2789 24,7/3590 24,7/3628 21/2649
70Х3Г2ФТР 18/3972 21,2/3033 21,2/3728 17/2692
70Х3Г2ВТБ 21/3078 28,8/4086 33/3687 33,2/3155
а) б) в)
Рисунок 1. Микроструктура экспериментальных сталей в литом состоянии: а - 100Х3Г2МТР;
б - 70Х3Г2ФТР; в - 70Х3Г2ВТБ
ВЕСТНИКОГУ№ 5(154)/маи201Э 185
выше Ас3, выдерживались 15 мин. и охлаждались со скоростью 10 °С/с, обеспечивающей получение мартенситной структуры (рис. 3, табл. 4).
В стали 70Х3Г2ВТБ повышение температуры аустенитизации слабо влияет на температуру МН (рис. 4). Вероятно, в интервале температур 900-1100 °С дополнительного растворения карбидов и обогащения твердого раствора легирующими элементами в этой стали не происходит. В двух других сталях наблюдается резкое падение температуры МН с ростом температуры нагрева под закалку (выше 900 °С -для стали 70Х3Г2ФТР и 950 °С - для стали 100Х3Г2МТР). Наблюдаемое понижение температуры МН очевидно связано с растворением
карбидов ванадия и молибдена, которые, находясь в твердом растворе, сильно понижают температуру МН. Некоторое повышение температуры МН в образцах, закаленных от температуры 1100 °С, обусловлено началом интенсивного роста зерна аустенита. Исходя из полученных результатов, была выбрана температура аустенитизации, равная 1000 °С, обеспечивающая достаточно полное растворение карбидов во всех сталях и не приводящая к резкому росту аустенитных зерен.
Полученные в работе результаты послужат базой для разработки оптимальных режимов термической обработки исследуемых экспериментальных сталей, а также позволят обосно-
а)
б)
в)
г) д) е)
ж) з) и)
Рисунок 2. Микроструктура экспериментальных сталей после ковки и последующего отжига при температуре 800 °С: а, б, в - 100Х3Г2МТР охлаждение с печью, до 600 °С с печью далее на воздухе, до 500 °С с печью далее на воздухе; г, д, е -70Х3Г2ФТР охлаждение с печью, до 600 °С с печью далее на воздухе, до 500 °С с печью далее на воздухе; ж, з, и - 70Х3Г2ВТБ охлаждение с печью, до 600 °С с печью далее на воздухе, до 500 °С с печью
далее на воздухе
186 ВЕСТНИК ОГУ № 5 (154)/май '2013
Крылова С.Е.
Применение математического моделирования для синтеза.
800 850 900
Температура, oC
Рисунок 3. Фрагменты дилатограмм исследуемых сталей, полученных в условиях медленного нагрева
280-
260-
о 240-
о
??0-
Tt
ft ^ 200-
и
CS 180-
ft
о
И 160-
о 140 -
Н
120-
70Х3Г2ВТБ
70Х3Г2ФТР
100Х3Г2МТР
950
1050
1150
Температура, C
Рисунок 4. Зависимость температуры МН от температуры аустенитизации
Таблица 4. Критические точки исследуемых сталей
Сталь Aci, 0С AC3, 0С
100Х3Г2МТР 755 805
70Х3Г2ФТР 760 810
70Х3Г2ВТБ 765 815
ванно определять области их эффективного использования. В частности, для изготовления валков большого диаметра, подвергающихся закалке с последующим высоким отпуском, может быть рекомендована сталь 70Х3Г2ВТБ, обладающая максимальной прокаливаемостью среди трех рассмотренных сталей.
Выводы
1. На основе проведённых теоретических и экспериментальных исследований с применением методов математической статистики разработаны новые марки экономнолегированных сталей инструментального класса, включающие микролегирующий комплекс в составе Мо-ТЬ
В, У-ТЬВ, W-Ti-Nb, обеспечивающий оптимальное сочетание твердости, износостойкости и ударной вязкости металлической основы.
2. В литом состоянии структура экспериментальных сталей характеризуется высокой твердостью (43-55 НИС) и дендритным строением с грубыми включениями тугоплавких карбидных частиц, поэтому на сталях с подобным микролегирующим комплексом необходимо применение пластической деформации и последующего отжига с комбинированным охлаждением.
3. Дилатометрическим анализом определены критические точки экспериментальных сталей, получены температурно-временные интервалы структурных превращений при охлаждении образцов с постоянной скоростью 0,013... 10 °С/с при 1000 °С в течение 15 минут, изучено влияние параметров аустенизации на процессы растворения карбидной фазы при нагреве.
17.01.2013
900
Список литературы:
1. Крылова, С. Е. Влияние термической обработки на формирование структуры экономнолегированных сталей инструментального класса / С. Е. Крылова // Материалы международной научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов». - М. : Машиностроение, 2009. - С. 410-420.
2. Крылова, С. Е. Разработка оптимального сплава, обеспечивающего длительную, безаварийную работу оборудования в условиях ударно-абразивного износа / С. Е. Крылова, В. А. Москаленко, В. И. Грызунов // Сталь. - 2005. - № 3. - С. 201-210.
3. Крылова, С. Е. Изменение структурно-фазового состава в процессе термической обработки микролегированной стали 70Х3Г2ВТБ / Е. Ю. Приймак, Н. Ю. Трякина, С. О. Соколов // XX Петербургские чтения по проблемам прочности : сборник материалов. - Ч. 1. - СПб. : Соло, 2012. - С. 100-102.
Сведения об авторе:
Крылова Светлана Евгеньевна, доцент кафедры материаловедения и технологии металлов, проректор по информатизации Орского гуманитарно-технологического института (филиала) Оренбургского государственного университета, кандидат технических наук 462403, г. Орск, пр-т Мира, 15а, e-mail: krilova27@yandex.ru
ВЕСТНИК ОГУ № 5 (154)/маи2013 187
