CC BY
107
Соколов С.О.
ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ», г. Орск E-mail: Gen.Director@ormeto-yumz.ru
ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ ДЛЯ ВАЛКОВ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ ВЫСОКОПРОИЗВОДИТЕЛЬНЫХ СТАНОВ
Предложена новая экономнолегированная сталь инструментального класса для производства валков горячего деформирования в условиях ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ». Рассмотрена структура и свойства новой стали на различных этапах термической обработки. Определены температурно-временные параметры термического упрочнения. Указан механизм дисперсионного упрочнения, произведен расчет структурных составляющих по сечению заготовок.
Ключевые слова: экономнолегированные стали, дисперсионное упрочнение, термическая стабилизация, карбидное упрочнение.
Рабочие валки как инструмент станов горячей прокатки оказывают решающее воздействие на качество и стоимость продукции. Традиционно основным материалом рабочих и опорных валков для толстолистовых и широкополосных станов горячей и холодной прокатки являются высокохромистые стали типа 45Х5МФ и 90Х5МФ. ОМЗ «Спецсталь», ОАО «Уралмаш», ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» обеспечивают больше половины потребностей металлургических предприятий России в кованых валках. В процессе эксплуатации высокохромистых валков основной причиной выхода их из строя является выкрашивание поверхностного слоя по причине образования и коагуляции крупных карбидов хрома, а также наличия глубокой сетки разгара по границам зерен в местах локализации карбидных включений. Поэтому поиск и разработка новых экономнолегированных валковых сталей с пониженным содержанием хрома, не требующих сложных технологических решений и специального оборудования при изготовлении и термическом упрочнении валков на сегодняшний день представляют одну из актуальных задач современного материаловедения на мировом уровне.
Целью исследования являлось повышение эксплуатационной стойкости и технологичности валков горячей прокатки путем разработки рационального легирующего комплекса и режимов термической обработки.
Методы исследования
Для решения поставленной задачи на основе анализа данных известных работ [1] в матрицу математического планирования экспери-
мента были включены характеристики 16 экспериментальных марок сталей с различными вариациями таких элементов, как С, Сг, Мп, ^ XI, N5. Содержание в сталях углерода (0,6-1,2%) достаточно для образования карбидов, измельчения зерна при термической обработке, обеспечения ударной вязкости, прочности и теплостойкости. В качестве критериев при выборе химического состава экспериментальной стали были приняты максимальные значения износостойкости КАС, твердости НИС и ударной вязкости КСи. По результатам обработки экспериментальных данных был найден химический состав опытной стали марки, обозначенной как сталь 70Х3Г2ВТБ (приведен в табл. 1).
Выплавку стали проводили в условиях ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ», в фасонно-литейном цехе №18 в индукционной печи ИШТ 0,4/0,32. Полученные образцы представляли собой цилиндрические заготовки диаметром 330 мм и высотой 500 мм.
Для изучения особенностей протекания фазовых превращений в стали 70Х3Г2ВТБ при непрерывном охлаждении были проведены дилатометрические исследования с целью построения термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита. Исследования проводились на комплексе Gleeble 3800 на образцах с размерами: диаметр - 6 мм, длина -55 мм. В ходе эксперимента температура нагрева образцов составила 1000 °С, время выдержки при температуре аустенизации - 15 минут.
Таблица 1. Химический состав новой экспериментальной марки стали
С Cr Mn Ti W Nb
0,65-0,78 <N 1 ,5 сі 6 1 , 0,1-0,2 0,15-0,20 до 0,0015
Охлаждение проводилось с постоянными скоростями в интервале 10...0,015 °С/с.
Металлографические исследования проводили на оптических микроскопах МИМ-7 и АхюОЬзегуег при увеличении от 100 до 1000 раз, а также на электронном растровом микроскопе ^ОЩБМ 6460LV с волновым и энергодисперсионным анализаторами. Наблюдение проводилось во вторичных электронах, электронах поглощения и рентгеновском характеристическом излучении. Сканирование поверхности объекта проходило при напряжении 25 кВ.
Механические и технологические свойства (твердость, микротвердость, ударная вязкость, износостойкость, теплостойкость) определяли по стандартным методикам. Количество карбидной фазы определяли методом металлографического анализа с использованием прикладной программы Х1хоше1-Рго. Состав и тип карбидных включений определяли микрорентгеноспектральным и рентгеноструктурным методами. Рентгенограммы карбидных осадков получали на дифрактометре «ДРОН-2,0» (И = 20 кВ, I = 12 мА) в Fe Ка-излучении.
Результаты исследования
Структура стали 70Х3Г2ВТБ в литом состоянии (рис. 1) характеризуется ярко выраженной дендритной ликвацией. Дендриты имеют разветвленное строение и средний диаметр ветвей около 24.26 мкм. Кроме того, в литом сплаве в свободном виде присутствуют карбиды, нитриды, сульфиды и карбонитриды титана в виде обособленных включений правильной формы.
а)
Для уменьшения последствий неоднородного затвердевания заготовки подвергли диффузионному отжигу при температурах 10501200 °С в течение 6 часов. Как показал металлографический анализ, отжиг при температурах 1050-1150 °С не приводит к устранению дендритной ликвации, однако для металла характерно снижение твердости от 45-50 НИС до 30-45 НИС, что свидетельствует о перераспределении элементов по матрице и частичном растворении хрупких избыточных фаз. Дальнейший нагрев до 1200 °С способствовал полному исчезновению литой дендритной структуры, однако привел к недопустимому росту аусте-нитного зерна, в котором при последующем охлаждении произошло выделение острых вытянутых пластинок цементита, пересекающихся преимущественно под углом 60 °С. Таким образом, сформировалась структура видманштте-това цементита, приводящая впоследствии к хрупкому разрушению из-за возникновения концентраторов напряжений в виде хрупких игл, являющихся очагами зарождения трещин при нагружении.
Применение однократного диффузионного отжига не привело к получению однородной структуры, поэтому далее была проведена ковка с различными степенями деформации. С целью уменьшения вероятности возникновения трещин и более полного прогрева заготовок по сечению нагрев под ковку осуществляли с промежуточными ступенями при температурах 400, 850 и 1200 °С, что может дополнительно обеспечить протекание диффузионных процессов и получение гомогенной структуры.
Оценка влияния различной степени деформации на структуру и характер распределения
20ки Х500 50Мт 19 55 9ЕI
б)
Рисунок 1. Оптическая (а) и электронная (б) фотографии образцов стали 70Х3Г2ВТБ в литом состоянии, Х500 (твердость 43-45 НИС, микротвердость карбидной фазы ~ 10500-11000 Н/мм2; металлической матрицы ~ 6500-7500 Н/мм2)
карбидной фазы (табл. 2) показала, что при степени деформации £, соответствующей 15%, в стали сохраняется карбидная неоднородность, при максимальном обжатии (50%) карбидная неоднородность исчезает, но наблюдается ярко выраженная текстура деформации. Оптимальной является средняя степень деформации, соответствующая 30%, при которой не наблюдается грубая текстура и устраняется карбидная неоднородность.
Для изучения особенностей протекания фазовых превращений в структуре кованой стали 70Х3Г2ВТБ и выявления оптимальных условий аустенизации были проведены дилатометрические исследования с целью определения критических точек и построения термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита.
В результате нагрева образцов до температуры 1000 °С со скоростью 0,05 °С/с удалось определить критические точки АС1 (соответствует 765 °С) и АС3 (соответствует 815 °С). На рисунке 2 приведена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 70Х3Г2ВТБ.
Согласно полученным результатам, сталь имеет высокую устойчивость аустенита, и перлитное превращение подавляется при скоростях охлаждения выше 0,1 °С/с. Температурные интервалы перлитного превращения: 657-581 °С, температура начала мартенситного превраще-
ния - 250 °С. Полученные результаты сопоставлялись с изменениями микроструктуры стали 70Х3Г2ВТБ, полученной в результате проведенных исследований.
После охлаждения в интервале скоростей 10...0,2 °С/с в структуре стали наблюдается мартенсит и остаточный аустенит (рис. 3, а), что находится в соответствии с результатами дилатометрии. Микротвердость мартенсита составляет 730-880 НУ. При скорости охлаждения
0,1 °С/с наблюдаются также области бейнитной структуры с твердостью 630-650 НУ (рис. 3, б). Мартенситное превращение совсем не наблюдается при скорости охлаждения 0,05 °С/с. Структура преимущественно перлитная (темные участки с твердостью 340-440 НУ) с участками бей-нитной структуры (твердость 570-670 НУ) (рис. 3, в).
Исходя из полученных результатов дилатометрических исследований, выбраны режимы сфероидизирующего отжига, рекомендуемые для стали заэвтектоидного класса. Отжиг
Таблица 2. Характеристики структуры стали 70Х3Г2ВТБ в кованом состоянии
£, % HRC н, Н/мм2 Vкapб, % карбидная неоднородность, балл
15 19,5 2582 0,8 3,5
30 21,2 3175 1,06 отсутствует
50 22,2 3471 1,82 отсутствует
Время, с
Рисунок 2. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита стали 70Х3Г2ВТБ
заключался в нагреве в интервале 780-820 °С с последующим охлаждением в печи, а также комбинированным способом - с печью до 600 и 500 °С, а затем на воздухе.
Охлаждение комбинированным способом привело к устранению этого недостатка, так как ускоренное охлаждение заготовок на воздухе способствовало уменьшению диффузии углерода и получению однородной феррито-перлит-ной структуры с равномерно распределенными карбидными включениями. Результаты замеров твердости и микротвердости исследуемых сталей после ковки и последующего отжига представлены в таблице 3.
С целью определения оптимальных параметров термической обработки было изучено влияние параметров аустенизации на фазовый состав и процессы растворения карбидной фазы. В таблице 4 приведены результаты химического анализа по растворимости легирующих элементов в карбидных фазах стали 70Х3Г2ВТБ после отжига и различных режимов аустенизации.
Анализ данных таблицы 4 подтверждает, что в процессе отжига в стали 70Х3Г2ВТБ выделились карбиды типа Ме3С, МеС, Ме7С3 и Ме23С6. После отжига имеется легированный цементит (Бе,Сг)3С, в котором около 25% атомов железа замещено атомами хрома, содер-
жание марганца в цементите невелико и составляет около 3%. В карбидах на основе хрома растворено до 20% Мп, 27% Сг и до 8-10% ^ Т и къ.
С целью выбора рациональных параметров закалки производили анализ роста размеров аустенитного зерна в исследуемой стали. После закалки по всем исследованным режимам сталь 70Х3Г2ВТБ имеет зерно размером менее 15 мкм (8-9 балл). При этом наименьший размер зерна наблюдается после закалки от 850 °С. Увеличение времени выдержки при всех температурах аустенизации ведет к незначительному росту зерна, что связано с растворением легированного цементита и обогащением твердого раствора марганцем и хромом. Поскольку температурно-временные параметры аустенизации определяют процессы растворения карбидных фаз при нагреве, следовательно, они должны оказывать значительное влияние и на выделение карбидов при отпуске.
Из данных таблицы 5 следует, что формирующиеся при отпуске карбиды типа Ме3С и Ме7С3 являются фазами переменного состава, в которых замещаются не только атомы железа и хрома, но и присутствуют также атомы вольфрама, титана и ниобия в различных пределах. Так, при переходе температуры отпуска
Таблица 3. Твердость (ИЯС)/микротвердость (Н/мм2) стали 70Х3Г2ВТБ отжига
Т °С -1- отж? ^ Исследуемый параметр Способ охлаждения
печь до 600 °С с печью далее на воздухе до 500 °С с печью далее на воздухе
780 ИКС 21 25 22
Ну, Н/мм2 4086 3687 3155
820 ИКС 29 33 33
Ну, Н/мм2 4329 3469 4241
а) б) в)
Рисунок 3. Микроструктура стали 70Х3Г2ВТБ, образующаяся при непрерывном охлаждении со скоростями:
а) 10 °С/с; б) 0,1 °С/с; в) 0,05 °С/с
500 и 550 °С наблюдается возрастание в общем карбидном осадке количества легированного цементита, однако содержание в нем хрома и марганца увеличивается незначительно, тогда как при отпуске 600 °С в нем происходит резкое увеличение содержания хрома при одновременном уменьшении количества Ме3С. Это является свидетельством того, что легированный цементит (Ре,Сг)3С переходит в специальный карбид Ме7С3.
Замедление разупрочнения при температурах отпуска 300-450 °С, когда выделение специальных карбидов еще не происходит, обусловлено, во-первых, присутствием в матрице атомов хрома, марганца и вольфрама, уменьшающих диффузионную подвижность атомов углерода, а значит, замедляющих коагуляцию цементита, во-вторых, этот эффект может быть объяснен закреплением дислокаций атмосферами из атомов углерода и ниобия.
Таблица 4. Количество, тип и состав образующихся карбидов после различных режимов аустенизации
Режим термообработки Суммарное количество карбидов, % Тип карбидов Концентрация легирующих элементов в карбидах, % (по массе)
Mn Fe Cr W Ti Nb
Ме3С 3 72 25 — — —
Отжиг 6,5-7 Ме7С3+Ме23С6 24 40 28 4 2 2
МеС* — 5 3 36 67 9
Тау„ = 900 °С Ме3С — 76 22 2 — —
Т =15 мин. 3,8-4,2 Ме7С3+Ме23С6 4 75 17 3 1 —
МеС — — 10 35 66 9
Тау„ = 900 °С Ме3С — 81 19 — — —
Т =60 мин. 1,6—1,8 Ме7С3+Ме23С6 2 72 24 1 1 —
МеС — 1 8 35 44 12
Тауст = 950 °С Ме3С 1 91 2 5 — —
Т =15 мин. 1,1—1,2 Ме7С3+Ме23С6 — 42 12 17 6 23
МеС — 2 4 27 48 19
Тауст = 950 °С Ме3С — 88 8 3 — 1
Т =60 мин. 0,8—0,9 Ме7С3+Ме23С6 — 39 15 20 7 19
МеС — 2 4 27 48 19
Тауст = 1050 °С Ме3С — — — — — —
Т =15 мин. 0,6—0,7 Ме7С3+Ме23С6 2 57 14 26 1 —
МеС — 6 10 29 40 15
Тауст = 1050 °С Ме3С — — — — — —
Т =60 мин. 0,5—0,6 Ме7С3+Ме23С6 — 32 9 57 2 —
МеС — 5 4 33 42 16
* В таблице объединены данные по карбидам ^^С и (Т1,ЫЬ)С, так как применяемая в настоящей работе методика электролитического выделения карбидных фаз не позволяет их разделить
Таблица 5. Количество, тип и состав образующихся карбидов после различных режимов отпуска
Режим термообработки Суммарное количество карбидов, % Тип карбидов Концентрация легирующих элементов в карбидах, % (по массе)
Mn Fe Cr W Ti Nb
Ме3С — 81 19 — — —
Т0тП = 450 “С 2,8—3,3 Ме7С3+Ме23С6 2 72 24 1 1 —
МеС — 1 8 35 44 12
Ме3С 1 91 2 5 — —
Тотп = 500 0С 3,8—4,2 Ме7С3+Ме23С6 — 42 12 17 6 23
МеС — 2 4 27 48 19
Ме3С — 88 8 3 — 1
Тотп = 550 “С 4,5—5,2 Ме7С3+Ме23С6 — 39 15 20 7 19
МеС — 2 4 27 48 19
Ме3С — — — — — —
Т0тП = 600 “С 5,5—5,7 Ме7С3+Ме23С6 2 71 25 1 1 —
МеС — 6 10 29 40 15
В процессе отпуска при 500 °С для всех температур закалки в первые 5-7 часов происходит заметное уменьшение твердости, затем темп разупрочнения понижается. Это связано с тем, что в начальный период происходит коагуляция легированного цементита (Бе,Сг)3С, который затем переходит в хромистый карбид Ме7С3.
Повышение температур отпуска до 600 °С приводит к возрастанию интенсивности разупрочнения для всех температур закалки, что связано с быстрой коагуляцией карбидных фаз, сопровождающейся уменьшением числа частиц.
Таким образом, в стали 70Х3Г2ВТБ после закалки от температур 900-1050 °С и отпуска в районе 500-550 °С наблюдается дисперсионное твердение, обеспечивающее после отпуска (24 часа) твердость на уровне 48-52 ИИС в зависимости от температуры, предшествующей закалки.
Результаты проведенных исследований позволили выбрать рациональные параметры режимов окончательной термической обработки стали 70Х3Г2ВТБ, заключающиеся в аусте-низации с температуры 1000-1050 °С и отпуске при температурах 500-550 °С.
Оценка механических и эксплуатационных свойств применяемых и предлагаемой разработанной опытной марки валковых сталей показала, что механические свойства стали 70Х3Г2ВТБ (табл. 6) находятся на требуемом уровне (согласно ОСТ 24.013.04-83). По проч-
ности опытная сталь не уступает стали 60ХН, а по ударной вязкости и износостойкости превосходит сталь 45Х5МФ.
Поверхность разрушения стали 60ХН (рис. 4, а) дает картину смешанного излома с фасетками внутризеренного разрушения с рассредоточенными ямками, что соответствует хрупкому разрушению. Сталь 45Х5МФ (рис. 4, б) имеет смешанный излом с сочетанием скола и ямок. Фасетки скола - с ручьистым узором, по границам фасеток - зерна с характерным ямочным рельефом.
Видны рассредоточенные крупные ямки (поры), инициированные неметаллическими включениями. Большая часть излома стали 70Х3Г2ВТБ (рис. 4, в) занята ямками вязкого разрушения с незначительным количеством участков квазискола, что говорит о вязкости металлической матрицы. Разрушение идет по межфазным границам.
Теплостойкость готового инструмента оценивали по «горячей» твердости в интервале температур 300-600 °С (табл. 7) (согласно РД 34.17.411).
Таблица 7. Значения «горячей» твердости (ИЯС) термообработанных валковых сталей
Марка стали Температура эксплуатации, °С
300 400 500 600
60ХН 26 25 23 19
45Х5МФ 44 40 37 34
70Х3Г2ВТБ 50 48 44 40
Таблица 6. Механические свойства исследуемых сталей
Марка стали Твердость, ИКС Предел прочности о , МПа Ударная вязкость, КС, кДж/м2 Относительная износостойкость, КАС
60ХН 37 1280 615 0,97
45Х5МФ 48 1480 500 1,02
70Х3Г2ВТБ 52 1610 535 1,27
а) б) в)
Рисунок 4. Фрактограммы поверхности разрушения исследуемых сталей при испытании на ударный изгиб:
а) 60ХН, б) 45Х5МФ, в) 70Х3Г2ВТБ
О 10 20 » 40 50 60 70 10 90 100 О SO 100 ISO 200 2SO 300
Расстояние от центра, мм Расстояние от центра, мм
а) б)
Рисунок 6. Структурные диаграммы стали 70Х3Г2ВТБ по сечению валка диаметром:
а) 200 мм; б) 600 мм
В интервале температур 500-600 °С в сталях 45Х5МФ и 70Х3Г2ВТБ наблюдается тенденция к снижению «горячей» твердости, однако последняя остается на достаточно высоком уровне 35-45 ИИС (по сравнению со сталью 60ХН). Снижение твердости вызвано коагуляцией дисперсных карбидных фаз упрочнителей (Бе,Сг,У)3С, (Сг,Бе)7С3, (Бе,Сг,У)23С6, УС, ТЮ.
Методами математического моделирования проведен расчет структурных полей, образующихся при термической обработке валков горячей прокатки из стали 70Х3Г2ВТБ диаметром 200, 400 и 600 мм. В качестве исходных данных были использованы термокинетическая и изотермическая диаграммы распада переохлажденного аустенита, теплофизические свойства экспериментальной марки, а также геометрические размеры валка. Показано, что валки малых диаметров (200 мм) обладают практически сквозной прокаливаемостью. В валках диаметром 400 и 600 мм в центре формируется более широкая зона перлито-бейнитной структуры (рис. 6), благоприятно сказывающаяся на уровне остаточных напряжений.
По итогам производственных испытаний проведен расчет затрат на выплавку и термическую обработку опытной марки стали. Расчет производился в сравнении с применяемой в настоящее время в условиях ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» сталью 45Х5МФ, предназначенной для изготовления валков горячей прокатки. Показано, что замена данной марки на предлагаемую для производителя обеспечивает экономию материальных и производственных ресур-
сов на 10% за счет уменьшения затрат на шихтовые материалы и термическую обработку. При этом предполагаемое увеличение прибыли предприятия от внедрения технологии производства опытной стали достижимо за счет увеличения объема продаж, так как в условиях эксплуатации на ООО «Уральская сталь» валок из стали 70Х3Г2ВТБ показал эксплуатационную стойкость на 15-20% выше применяемых валков, что подтверждено соответствующими актами внедрения.
Выводы:
1. На основе проведенных теоретических и экспериментальных исследований разработана новая марка легированной валковой стали 70Х3Г2ВТБ, содержащей углерод (0,65-0,78%), хром (2,5-3,2%), марганец (1,6-2,1%) и, дополнительно, вольфрам (0,15-0,20%), титан (0,10,2%) и ниобий - до 0,0015%.
2. Дилатометрическим анализом определены критические точки экспериментальной стали: АС1 = 765 °С и АСМ =815 °С. Получены температурно-временные интервалы структурных превращений при охлаждении образцов с постоянной скоростью 0,025...10 °С/с после аусте-низации при 1000 °С в течение 15 минут.
3. Предложена технология обработки стали 70Х3Г2ВТБ, включающая ковку при температуре 1200 °С с последующим отжигом при 780 °С и комбинированным охлаждением, закалку с температуры 1050 °С в масло и высокий отпуск при температуре 550 °С с охлаждением на воздухе, обеспечивающая наилучшее сочетание получае-
мых показателей прочности (св = 1610 МПа), твердости (56 НИС), ударной вязкости (КСи = 535 кДж/м2) и прокаливаемости (до 100 мм) при твердости полумартенситной структуры до 45 НИС.
4. Расчет структурных составляющих по сечению заготовок при предложенной терми-
ческой обработке показал, что для валков диаметром более 400 мм характерно формирование широкой зоны перлито-бейнитной структуры в центре валка, что способствует уменьшению остаточных напряжений после закалки.
18.06.2012
Список литературы:
1. Соколов, С.О. Условия формирования структуры экономнолегированных сталей, предназначенных для работы при повышенном износе / С.О. Соколов, С.Е. Крылова, Н.В. Фирсова, В.И. Грызунов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2011. - №2. - С. 21-24.
2. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали: Учебное пособие. - Екатеринбург: УрО РАН, 1999. - 496 с.
3. Соколов, С.О. Сравнительный анализ структуры и свойств инструментальных сталей с микролегирующим комплексом в литом и кованом состояниях: материалы II научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и технологий» / С.О. Соколов, С.Е. Крылова, Н.Ю. Трякина, Е.Ю. Приймак, О.А. Якунина. - М.: Машиностроение, 2012. - С. 403-414.
4. Соколов, С.О. Разработка стали с микролегирующим комплексом для повышения работоспособности валков горячей прокатки / С.Е. Крылова, С.О. Соколов, Е.Ю. Приймак, Н.В. Фирсова // Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: материалы XXI Уральской школы металловедов-термистов. - Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2012. - С. 255-257.
5. Соколов, С.О. Изменение структурно-фазового состава в процессе термической обработки микролегированной стали 70Х3Г2ВТБ / Е.Ю. Приймак, Н.Ю. Трякина, С.О. Соколов, С.Е. Крылова // XX Петербургские чтения по проблемам прочности: сборник материалов. - Ч. 1. - СПб.: Соло, 2012. - С. 100-102.
6. Соколов, С.О. Формирование структуры и свойств валковых сталей на этапе предварительной термической обработки: материалы итоговой научно-практической конференции преподавателей и студентов / С.О. Соколов, С.Е. Крылова, Е.Ю. Приймак. - Орск: Изд-во ОГТИ, 2011. - С. 87-90.
Сведения об авторе:
Соколов С.О., генеральный директор ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ»
462403, г. Орск, пр-т Мира, 12, тел. 8(3537) 294610, е-шаП: Gen.Director@ormeto-yumz.ru
UDC 621.315.592 Sokolov S^.
ОАО МК ^RMETO-YUMZ», О^
E-mail: Gen.Director@ormeto-yumz.ru
ECONOMICALLY ALLOYED STEELS ROLLS FOR HOT HIGH ROLLING MILLS
A new class of instrumental economically alloyed steels for hot rolls in the deformation of IC «ORMETO-YUMZ». The structure and properties of a new Stalin various stages of heat treatment. The temperature-time parameters of thermal hardening. Set the mechanism of dispersion hardening, a calculation of the structural components of the cross-section billets.
Key words: economically alloyed steels, dispersion hardening, thermal stabilization, strengthening of carbide.
