CC BY
53
Таблица 2
Результаты испытаний опытных образцов на статистический изгиб ушг, МПа (средние значения по 3 образцам)
Параметры режимом сварки
Таблица 1
Скорость Осевое давление, кг/мм2 Время сварки, сек. Общее
Варианты враще- Нач. При При время
режимов ния за- Нача- Нагре- Осад- давле- давле- давле- сварки
сварки готовки, льное, ва, ки, нии, нии, нии,
об/мин Pi Р2 Рч Pi Р2 Рз
ii 12 1з 1„6ш
I. Без оса-
дочной 581 3,5 6 35 10 45 5 50
матрицы
II. С оса-
дочной
матрицей 581 10 6 11 4 38 4 46
по традиц.
техно-
логии
III. С оса-
дочной
матрицей 581 5 7,5 25 4 42 5 51
по разрабо-
танной тех-
нологии
Основной металл I. Сварка без осадочной матрицы II. Сварка с осадочной матрицей по традиц. технологии III. Сварка с осадочной матрицей по разраб. технологии
Сталь 38ХС (45Х) Порошковая-сталь Р6М6 Р6М5 + 38ХС (45Х) Р6М5 + 38ХС (45Х) Р6М5 + 38ХС (45Х)
2750 3650 1580 1022 2238
Для сравнения оценок качества сварки из каждой партии заготовок отбиралось по три образца, которые подвергались излому для выявления наличия дефектов в сварном соединении, а также образцы для исследования макро- и микроструктуры сварных соединений. Кроме того, отбирались образцы для механических испытаний (статистический изгиб). Перед механическими испытаниями все образцы подвергались отжигу, после которого делалась закалка и отпуск сварного шва по традиционной технологии.
На изломах сварных соединений, сваренных сваркой трением как по традиционной технологии (вариант I), так и с применением осадочной матрицы (вариант II), были обнаружены дефекты в виде "блестящих колец". В изломах образцов, сваренных по разработанной технологии (вариант III), никаких дефектов обнаружено не было.
На макрошлифах сварных соединений, полученных сваркой трением по варианту II, четко просматривались дефекты в виде кольцевого выступа с резким искривлением линии сплавления. На макрошлифах сварного соединения, полученного по предложенному способу сварки трением (вариант III), линия сплавления имеет ровные четкие очертания, резких искривлений линии сплавления в пределах всего сечения образца не наблюдалось.
Исследования микрошлифов сварных соединений, полученных по технологиям 1-го и 11-го вариантов, подтвердили присутствие дефектов в виде "блестящих колец". Под микроскопом было хорошо видно резкое изменениие линии сплавления, четко видны расслоения и сколы металла быстрорежущей стали в околошовной зоне. Обнаружены также скопления неметаллических включений в виде карбидных строчек, не разрушенных деформацией в процессе проковки. На микрошлифах образцов, сваренных по разработанной технологии (вариант III), дефекты полностью отсутствовали.
Результаты испытаний образцов на статистический изгиб приведены в табл. 2.
На изготовленном по разработанной технологии сварки трением композиции порошковая быстрорежущая сталь- конструкционная трещин и поломок не наблюдалось.
Список литературы
1.Виль В.И., Попандопула,Ткачевская В.Д. Природа образования "блестящих колец" при сварке трением быстрорежущих сталей с конструкционными //Электротехническая промышленность. Сер. Электросварка,- 1970,- Вып.1.-С.40-42.
2.Гнюсов С.Ф., Трущенко Е.А. Сварка трением стали Р6М5 в режиме сверхпластичности //Сварочное производство,- 2003,- №3,- С. 27-30.
3. Егоров В.И. Сварка трением быстрорежущей стали с конструкцион-
ной // Сварочное производство,- 1983,- №8.-С. 41-44.
4. Хазанов И.О.,Фомин Н.И.Сварка трениемв интервале сверхпластич-
ности //Сварочное производство,- 1989,- №3.-С. 32-35.
5.Фомичев Н.И.., Имшенник К.П. Влияние промежуточного слоя, образующегося при сварке трением быстрорежущих сталей с конструкционными, на прочность соединения // Сварочное производство,- 1981,- Ш2.-С. 21-22.
6. A.c. 1660905 СССР. Осадочная матрица /А.Т.Шпак//Открытия.
Изобретения.-1991. -№25.-С.32-33.
7. ШпакА.Т., Савиных Л.М. Сварка трением быстрорежущих сталей с
конструкционными// IX-я Международная научно-техническая конференция "Современные развитие транспортного машиностроения и материалов":Тезисы докладов,- Пенза, 2004,- С. 24-25.
8. Шпак АЛ., Савиных Л.М., Гуревич Ю.Г. Повышение качества сварки
трением порошковых быстрорежущих сталей//Известия вузов. Северо-кавказкий регион. Технические науки,- 2004,- Приложение №8,- С. 13-15.
Анциферов В.Н., Оглезнева СЛ. Пермский государственный технический университет, г. Пермь
МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ С ДИСПЕРСНОЙ КАРБИДНОЙ ФАЗОЙ
Исследования связи структуры сталей и сопротивления абразивному изнашиванию [1,2] показали в большинстве случаев рост износостойкости по мере повышения твердости основных структурных составляющих. Остаточный аустенит (А^), как правило, снижает износостойкость материала, но известны износостойкие сплавы, в структуре которых необходимо присутствие значительной доли Аост [3]. Если аустенит нестабилен и изнашивание сопровождается деформационным мартенсит-ным превращением, то абразивная стойкость может возрасти в 2-3 раза по сравнению с материалом, имеющим мартенситную структуру [4].
Дальнейший рост износостойкости обеспечивает введение в состав стали компонентов с высокой твердостью при условии решения проблемы физико-химической совместимости, а в качестве упрочняющей дисперсной фазы наиболее перспективным представляется карбид титана [5]. Следует отметить, что карбид титана добавляют и в литые металлы посредством диспергирова-
ния порошка в расплавы меди, алюминия и стали [6], при этом износостойкость увеличивается на 40-20%.
Основные легирующие элементы связки карбидос-талей - никель, хром и молибден. В случае низкой концентрации никеля или его отсутствия, оптимальным с точки зрения получения карбидостали с высокой твердостью и износостойкостью при одновременном сохранении значительной величины прочности и ударной вязкости является легирование хромом в количестве 5-9%. Оптимальное содержание углерода в связке карбидос-талей в аспекте влияния его на физико-механические свойства по различным источникам составляет от 0,5 до 1,2% [7].
Абразивостойкие хромоникелевые трипстали, полученные традиционными методами, содержат 1,0 - 1,4% С и до 5% Сг [ 8], поэтому представляет интерес изучение порошковых карбидосталей с матрицей близкого химического состава. Изготовление деталей из ферротиков (карбидосталей с карбидом титана) является многоступенчатой и дорогой технологией, включающей дополнительные операции введения временной связки в состав шихты, гранулирование, выжигание связующего, а также высокотемпературное спекание в вакууме или защитной атмосфере [9]. Снижение содержания дисперсной карбидной фазы позволило исключить дополнительные операции при прессовании шихты, а применение инфильтрации - снизить температуру спекания материалов.
В качестве матрицы карбидосталей использовали ранее разработанные составы [10,11]. Минимальная интенсивность абразивного изнашивания спеченной стали ПА-ПК100, 5Х2Н, легированной порошками Сг и N достигается уже при двухчасовом режиме спекания, наблюдается г - б', превращение на поверхности трения, увеличивающее энергоемкость разрушения материала и абразивостойкость. При создании карбидостали с ме-тастабильной матрицей необходимо было установить оптимальное содержание дисперсной фазы, режимы спекания и термообработки, обеспечивающие структуру ме-тастабильного аустенита, а также изучить влияние структурных факторов на износостойкость материалов при трении в различных условиях.
В композиции на основе ПА-ПК100, 5Х2Н вводили порошок карбида титана, углетермический - ТЮ0Э1 со средним разиером частиц 8 мкм, дисперсный, полученный методом механосинтеза с размером частиц от 0,5 до 5 мкм (фракция 0,5 - 1,1 мкм составляла 70%), и карбид титана, изготовленный по комбинированной схеме: механоситез и последующий самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС), средний размер частиц составил 15 мкм.
Технология получения псевдосплавов с дисперсной карбидной фазой и условия спекания были описаны ранее [11]. Шихта имела приемлемые технологические характеристики и до концентраций 5-8% ТЮ прессовки возможно было пропитать сплавом на основе меди, используя только традиционные операции порошковой металлургии, поэтому концентрация карбида титана не превышала 5%. Механические свойства и абразивостойкость сильно зависели от характеристик карбидной фазы (таблица 1).
Для стали ПА - ПК100,5Х2Н с ТЮ, полученным по комбинированной технологии (механосинтез и СВС), увеличение концентрации карбида титана в интервале 2 - 5% не приводило к заметным изменениям износостойкости, но механические свойства при этом существенно понижались (табл. 1).
Причина такого поведения композиций - увеличенный размер частиц дисперсной фазы и их расположе-
ние по границам зерен. Порошки карбида титана, полученные механосинтезом, имели неравновесную структуру, повышенное содержание кислорода и высокую дисперсность [12], это определило их сравнительно легкую растворимость, в результате после спекания оставались лишь единичные частицы, которые слабо влияли на абра-зивостойкость сплава. Частицы порошка карбида титана, полученного углетермическим способом, не растворялись даже после 4-х часового спекания. Таким образом, наряду с химическим составом, принципиальное значение даже в области малых концентраций ТЮ имеет метод получения упрочняющей фазы, ее активность и размер частиц. Механические свойства спеченных композиций с механо-синтезированным карбидом титана уступают материалам с углетермическим порошком в 1,5 - 2 раза, а износостойкость в 2 - 10 раз.
Таблица 1
Механические свойства, интенсивность изнашивания по абразиву сталей с дисперсной карбидной фазой
Состав материала Способ получения, размер частиц ТЮ Твердость, HRC ов, МПа I, мг/мин
ПА -ПК100Х2Н1,5 + 2% ТЮ Механосинтез, 1 мкм 36 290 7,7
ПА -ПК100Х2Н1,5 + 5% ТЮ Механосинтез, 1 мкм 30 240 7,7
ПА -ПК100Х2Н1,5 + 5% ТЮ Механосинтез, < 1 мкм 88 HRB 100 36
ПА -ПК100,5Х2Н + 2% ТЮ сп. 2 ч Комбинированный, 15 мкм 35 320 2,5
ПА -ПК100,5Х2Н + 5% ТЮ сп. 4 ч Комбинированный, 15 мкм 37 260 5
ПА -ПК100,5Х2Н + 2% ТЮ сп. 4 ч, водород Комбинированный, 15 мкм 38 270 1,8
ПА -ПК100,5Х2Н + 2% ТЮ сп. 4 ч, водород Углетермический, 8 мкм 42 370 2,3
Дальнейший рост абразивостойкости сталей с карбидом титана возможен за счет применения термообработки и увеличения концентрации карбидообразующих элементов при условии сохранения структурно-неустойчивой матрицы. Исследованы композиции с повышенным содержанием хрома. Микроструктура спеченных инфильтрированных материалов с концентрацией хрома 4-6% представлена на рис.1. Увеличение содержания хрома повышало количество аустенита (табл.2) и карбидов, одновременно изменялся их состав. При содержании хрома 6% появляются включения хромсодержа-щей фазы с микротвердостью 900-1100 HV005.
Введение в шихту карбида титана изменяет соотношение структурных составляющих стали, снижая долю остаточного аустенита [13] и уменьшая количество перлита - участков с низким содержанием легирующих элементов, что свидетельствует об ускорении гомогенизации (табл.2). Вклад ТЮ в ускорение гомогенизации иллюстрирует сопоставления коэффициентов вариации концентрации никеля и хрома после спекания при 11500С (табл.3), но увеличение продолжительности жидкофаз-ного спекания нивелирует благоприятное влияние ТЮ.
Состав материала I, мг/мин Количество у-фазы, % на поверхности а', %
исходной трения
ПА-ПК100,5Х2Н 0.8 54 35 19
ПА- ПК100.5Х2Н+5%ПС 0.5 44 24 20
ПА- ПК100.5Х4Н 2.5 58 40 18
ПА- ПК100.5Х4Н+5% TiC 0.5 67 42 25
ПА-ПКЮО, 5Х6Н 2.3 73 51 22
ПА-ПК 100.5 Х6Н+5% TiC 0.7 50 50 0
0[' - мартенсит деформации; у - остаточный аустенит; I - интенсивность изнашивания при трении по абразиву.
Причина ускоренного растворения легирующих элементов: а - стабилизирующее действие титана, постольку, как известно, коэффициенты диффузии в (X -фазе на
1-2 порядка больше, чем в У - Ре. Изменяется и состав карбидной фазы: при концентрации Сг 4% карбидная фаза представлена по преимуществу Ме3С, в стали с 6% Сг основная карбидная фаза Сг3С7, в обоих случаях карбиды хрома выделяются вблизи "ПС (рис.1). Такое распределение карбидных включений в матрице наблюдали и другие авторы при исследовании износостойких композиций на основе порошков быстрорежущих сталей с карбидом титана [14].
Положительное влияние нестабильного аустенита в сталях с дисперсной карбидной фазой появляется также в улучшении связи карбидных частиц с матрицей, благодаря чему карбидные частицы не выкрашиваются при
трении по абразиву. Однако количество частиц карбида титана, окруженных только сталью, в инфильтрированных композициях незначительно.
Таблица 3
Влияние карбидной фазы на гомогенность сталей
материал ПА-ПК100.5Х2Н ПА-ПК 100.5Х2Н+5 %TiC
Режим спекания vN, Ver VN, Ver
1150° С. 1 ч 38 50 24 34
1150° С. 2 ч 31 37 - -
1150° С. 4 ч 22 20 18 20
Рис. 1. Микроструктура инфильтрированных сталей, содержащих частицы карбида титана
а - ПА- ПК100,5Х2Н + 2% ТЮ (механосинтез), термообработка - закалка от 850°С, х 320; б - ПА -
ПК100,5Х2Н + 5% TiC (механосинтез+СВС), без термообработки х500; в - ПА - ПК100,5Х4Н + 5% TiC (углетермический), без термообработки, х 250; г - ПА -ПК100,5Х6Н + 5% ТЮ (углетермический), без термообработки, х 250
Таблица 2
Абразивостойкость и фазовый состав сталей, спеченных по режиму 115СРС, 2 ч
V - коэффициент вариации концентраций: \/Сг- хрома, \/№ - никеля.
Основная часть частиц контактирует и с инфильтратом на основе меди (рис. 1). Хотя медь не смачивает карбид титана, методом МРСА установлено, что состав инфильтрата значительно отличается от исходного: в нем растворено около 10% Сг и Ре, 1% 1\Н (для сталей с 4 и 6% хрома), что несомненно изменяет условия смачивания. Интенсивность рефлексов карбида титана на диф-рактограммах поверхностей трения мало отличается от исходной. Следовательно, дополнительное легирование материала улучшает и связь карбидной фазы с инфильтратом.
У карбидосталей с 2 и 4% хрома фазовый состав контактной поверхности при трении по абразиву изменяется симбатно фазовому составу основы, а у стали с 6% хрома фазовых превращений по поверхности трения не было обнаружено ( табл. 2). В выбранных интервалах изменения концентраций легирующих элементов количество карбидной фазы возрастает при увеличении содержания хрома (рис. 1). По литературным данным предполагалось увеличение абразивостойкости с повышением содержания фаз с высокой твердостью [15], но вклад фазовых превращений на поверхности трения оказался заметнее (табл. 2). Полученные значения интенсивности изнашивания по абразиву материалов с 5% карбида титана в два раза ниже, чем у литой стали Х12Ф после специальной обработки на метастабильный аустенит [12].
Важное значение имеет распределение карбидных частиц в материале. При абразивном износе определяющим параметром является соотношение межчастичного расстояния и размера образующихся в результате контакта абразивных частиц с1а [16]. Расстояние между частицами 1_ в предположении, что они являются шарами с одинаковыми размерами, равномерно распределенными в матрице, вычисляли по формуле:
L = а - d = d(V л / 6с -1),
(1)
где а - расстояние между центрами частиц с диаметром с1, с — объемная концентрация карбида титана в стали.
Расчет по формуле (1) значений 1_ для сталей с угле-термическим карбидом титана со средним размером частиц 8,6 мкм дает межчастичные расстояния для концентраций 2 и 5% мае. (3 и 7,5: об.) 14 и 8 мкм соответственно. Вероятный размер отклонившихся частиц с1а составил около 4 мкм, при этом оптимальная концентрация карбидной фазы в случае равномерного ее распределения по объему материала составляет около 16% об. Износостойкость при увеличении концентрации карбида титана с 3 до 7,5 % об. (таблицы 2,4) возросла в 2-3 раза. Этот факт не может быть связан только с изменением концентрации карбида титана, поскольку максимальное расстоя-
ние между частицами "ПС мало меняется. Абразивостой-кость в данном случае возрастает главным образом благодаря увеличению в том числе и хромосодержащих карбидов, доля которых для стали с 4% Сг достигает 10%. Распределение дисперсной твердой фазы может быть оптимизировано за счет использования мелких порошков железа, однако этот путь ведет к усложнению технологического процесса и росту стоимости изделий.
Предел прочности, абразивостойкость, фазовый состав, износ по способу Огоши спеченных и термообрабо-танных псевдосплавов с 2-5% "ПС представлены в табл. 4. Режим термообработки - нормализация с температуры 870°С и низкий отпуск (180°С) - способствовал повышению абразивостойкости и прочности вне зависимости от содержания карбидной фазы (табл.4). После термообработки псевдосплавы имели аустенитно-мартенситную структуру, большая доля метастабильного аустенита распадалась при трении по абразиву. Хорошая износостойкость материала ПА-ПК100,5Х2Н с 5% карбида титана реализуется за счет высокой твердости дисперсной составляющей и значительного (50%) объема превращения.
Таблица 4
Физико-механические свойства инфильтрированных хромоникелевых сталей с дисперсной карбидной фазой
Состав материала Термообработка 8». МПа Твердость, HRC Ws, мм2/кг х 10 "8 I, мг/мин абр. а', %
ПА-ПК100,5Х2Н II 560 40 16 1 52
ПА- ПК100,5Х2Н+ 2% TiC II 410 43 19 0,8 0
ПА- ПК100,5Х2Н+ 5% TiC сп. 2 ч. 250 30 3 1,4 31
сп. 4 ч. 280 29 2,7 1,3 48
1 180 37 13 0,9 -
II 300 36 - 2,2 -
III 300 14 18 1,2 -
ПА-ПК100,5Х4Н+ 5% Tic сп. 4 ч. 250 93HRB 2,6 0,8 30
1 200 44 7,0 3,7 -
II 310 28 - 1,0 -
III 230 15 5,3 2,8 -
ПА-ПК100,5Х6Н сп. 4 ч. 250 20 4 0,8 16
1 210 19 12 1,2 -
II 220 25 - 2,0 -
ПА-ПК100,5Х6Н+ 5% Tic сп. 2 ч. 230 90HRB 15 1,0 17
1 200 32 11 1,5 -
II 190 20 - 1,9 -
III 170 28 3,5 1,2 29
б' - мартенсит деформации, I - интенсивность изнашивания при трении по абразиву, И/ - износ по Огоши.
Примечание: Режимы спекания и термообработки: I - спекание 4 ч, закалка в масло 87СРС, отпуск 18CPQ
II - спекание 2 ч, нормализация с 87СРС, отпуск 18СРС; III - спекание 2 ч, закалка в масло от 950°С
Термообработанные материалы с повышенным содержанием хрома (табл.4) имеют меньшую абразивную
износостойкость, чем спеченные (табл.2). На дифрактог-рамме поверхностей трения рефлексы, соответствующие фазе "ПС, отсутствуют, что свидетельствует о вырывании частиц карбида из матрицы при трении по абразиву.
Температура нагрева под закалку оказывает влияние на объем остаточного аустенита и карбидов Ре и Сг, их распределение в матрице. Количество аустенита в структуре после нагрева на 870-880°С уменьшается по сравнению со спеченными образцами, падает также объем превращения у — Повышение температуры закалки до
950°С способствует растворению цементита и хромосодержащих карбидов, увеличению доли метастабильного аустенита, и, как следствие, износостойкость материалов в контакте с абразивом возрастает (стали с 2 и 6% Сг). Но уровень абразивостойкости спеченных материалов не достигается, т.к. общее количество карбидной фазы уменьшается. При введении 2% карбида титана прочность материалов практически такая же, как у сталей без карбидной составляющей.
Лучшим сочетанием абразивостойкости и показателя износостойкости \Л/з обладают инфильтрированные спеченные стали ПА-ПК100.5Х2Н и ПА- ПК100,5Х2Н+2% "ПС.
Высокая износостойкость при трении по металлу объясняется особенностями структуры материалов. Поскольку для композиционных и неоднородных материалов при износе определяющее значение имеет микро-тветдость, наличие в структуре спеченных материалов большого объема твердой фазы ("ПС и Сг 7С3) и обуславливает их значительно большую износостойкость, чем термообработанных материалов.
Метастабильная матрицы также играет свою положительную роль. О фазовом превращении свидетельствует повышение микротвердости вблизи поверхности износа лунки. Доказательством служит также изменение фазового состава стали ПА-ПК100.5Х2Н при трении всухую по ГОСТ 26614-85, где относительно небольшая интенсивность изнашивания стали ПА-ПК100.5Х2Н (14 мкм/км
при давлении 1,8 Мпа, = 30%) как Раз и обусловлена превращением аустенита в мартенсит на поверхности трения. Очевидно, что с увеличением стабильности аустенита роль трип-эффекта снижается, это отражается в росте интенсивности изнашивания при повышении содержания хрома в стали до 6% (табл.4). Объем превращения на контактной поверхности образцов из стали ПА-ПК! 00,5Х2Н+5% ТЮ с увеличением нагрузки практически не изменяется, поэтому сохраняется обычная для абразивного изнашивания линейная зависимость I (Рс).
Таким образом, высокой абразивостойкостью в спеченном состоянии обладают стали, содержащие 1% N¡, 2-4% Сг, 5% ТЮ. Введение карбида титана существенно повышает абразивостойкость хромоникелевых метаста-бильных аустенитных сталей, при этом важное значение имеет способ получения карбида титана и размер его частиц, лучшие из предложенных композиции обеспечивают высокую износостойкость при трении по абразиву даже без дополнительной термообработки. Определяющим фактором повышения абразивостойкости композиционных материалов является формирование мета-стабильной матрицы, а износостойкости в контакте с металлом - содержание карбидной фазы.
Представленные исследования реализуют преимущества порошковой технологии, обусловленные возможностью введения дисперсной фазы и создания концент-рационно-неоднородной метастабильной матрицы на основе псевдосплавов.
Список литературы
1.Виноградов В.Н., Сорокин Г.М., Колокольников М.Г. Абразивное изнашивание.- М.: Машиностроение, 1990.- 224 с.
2. Сорокин Г.М., Бобров С.Н. Основы выбора сталей по результатам
испытаний на изнашивание //Металловедение и термическая обработка металлов.- 1998.- № 2. -С. 28-30.
3. Рябцев А.И., Головащук А.И., Фрумин И. И. Структура и износостой-
кость высокоуглеродистых хромотитановых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов.-1974. -№ 1.-С 46-48.
4. Малинов Л.С. Использование принципа получения метастабильного
аустенита, регулирования его количества и стабильности при разработке экономнолегированных сплавов и упрочняющих обработок// Металловедение.
5. Анциферов В.Н.,Латыпов М.Г., Шацов. А.А. Ферротики с метаста-
бильной матрицей // Трение и износ.- 1996.- Т. 17.- № 5. -С.644-652.
6. Чуманов В.И., Решетников С.А., Чуманов И.В. Повышение износос-
тойкости металлических материалов // Известия вузов. Черная металлургия.- 1997.- № 2. -С.32-35.
7. Кюбарсепп Я.П., Вальдма Л.Э. Карбиды и материалы на их основе.-
Киев: ОНТИ ИПМ АН УССР, 1984.- С.61-65
8. Попов В.С., Брыков Н.Н., Андрущенко М.И и др.Сопротивляемость
абразивному изнашиванию сплавов со структурой метастабильного аустенита в зависимости от их химического состава // Трение и износ.- 1991.- Т. 12.- № 1.- С.163-169.
9. Кипарисов С. С., Левинский Ю.В., Петров А.П. Карбид титана.
Получение, свойства, применение.- М.: Металлургия, 1987.- С. 216.
10. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Шацов А.А. и др. Порошковая
сталь со структурой метастабильного аустенита // Порошковая металлургия.- 1994.- №3/4.- С. 42-47.
11. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В., Шацов А.А. Трансформация
поверхности псевдосплавов сталь-медь при контакте с абразивом // Физика и химия обработки материалов.-1997.-№ 2.- С. 79-88.
12. Анциферов В.Н., Мазеин С.А. Исследование влияния механоактива-
ции на взаимодействие в системе титан-углерод // Физика и химия обработки материалов.-1994.-№ 4-5.- С. 195-199.
13. Яблокова О.В., Кульков С.Н. Влияние состава на свойства сплавов
Т1С-Г13//Порошковая металлургия.- 1992.- № 4.- С.95-97.
14. ВоЮ I.D.,Gant A.I. баги . Неаt tгеаtmеnt rеsроnsе оf sinte: гей МЗ/2
sрееd stееl соmроsitеs ^^^ning аdditions оf manganese, niobium carbide and titanium carbide // Pouder Metallurgy.- 1996.- У.39.- №1. -Р. 27-35.
15. Хрущев М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивагние.- М.: Наука.-
1970.- 252 с.
16. Шацов А.А., Латыпов М.Г., Масленников Н.Н. Карбидостали с
повышенной трещиностойкостью//Металловедение и термическая обработка металлов.- 1993.-№ 8.- С.20-23.
Афонаскин А.В., Андреев И.Д., Князев Д.В. ОАО "Курганмашзавод" г. Курган Малиновский В.С., Малиновский В.Д. ООО "НТФ "ЭКТА", г. Москва
ОБ ЭФФЕКТИВНОСТИ РАБОТЫ ДУГОВЫХ ПЕЧЕЙ ПОСТОЯННОГО ТОКА НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ ПРИ ВЫПЛАВКЕ ЧУГУНА И СТАЛИ
На Сталечугунолитейном заводе (СЧЛЗ) ОАО "Курганмашзавод" для плавки чугуна и стали используют дуговые печи переменного тока (ДСП) ДС-5МТ номинальной емкостью 5 т сплава. Технические возможности этих печей позволяют выплавлять широкую гамму литейных сплавов из черных металлов с высокими показателями качества независимо от качества поступающих шихтовых материалов. Это обстоятельство выгодно отличает СЧЛЗ от других предприятий, оснащенных, например, индукционными печами, пассивными в технологическом отношении.
Большая номенклатура литья, высокое его качество и невысокая стоимость отливок обеспечивают стабильный сбыт литья, ритмичную работу предприятия.
На заводе освоен выпуск 5 тыс. наименований отливок из различных марок сталей: углеродистых, легированных и высоколегированных, а также чугунов серых от СЧ15 до СЧ30 и высокопрочных от ВЧ40 до ВЧ70.
Недостатком ДСП являются высокий угар шихтовых материалов - 5-6,5%, большой расход графитированных электродов - 5,5 кг/т и более, пылегазовыбросы во время плавки значительно превышают предельно допустимые. Уровень шума, воздействующего на персонал, достигает 103-105 Дба.
Для повышения рентабельности производства многие фирмы предлагают реконструкцию ДСП, заключающуюся в увеличении мощности печного трансформатора, использовании кислорода, газокислородных горелок, вспененного шлака и др. Это обеспечивает снижение удельного расхода электроэнергии, графитированных электродов, ускоряет темп плавления. Однако после реконструкции работа печей возможна только с "болотом" - остатком металла в печи в количестве 10-30% от вместимости ванны, угар шихты увеличивается до 9-12%, многократно увеличиваются пылегазовыбросы и генерируемый печами шум, а затраты на энергоносители, в состав которых входят железо, легирующие элементы переплавляемой шихты и чугун, сгорающие в процессе плавки, электроэнергия, газ, кислород, угольный порошок, увеличивают, а не уменьшают затраты на передел. При наличии "болота" затруднителен переход с одной марки металла на выплавку другой, а угар шихты, состоящей в литейном производстве на 40-60% из возврата собственного производства, приведет к сверхвысоким потерям основного металла и ферросплавов, исключит экономичный переплав легированной шихты, приведет к оснащению печи дорогими системами пылегазоочистки [1]. Реконструкция ДСП по предлагаемой схеме потребует строительства газокислородной станции, создания коммуникаций подвода газа или мазута, создаст проблемы по утилизации резко возросшего количества шлака. В реконструируемой ДСП возможно проведение процессов расплавления шихты в режиме окислительной плавки с получением полупродукта, а основной процесс получения стали переносится в установку печь-ковш, т. е. обязательно формирование дуплекс-процесса. В печи-ковше предполагается ведение достаточно энергоемких процессов легирования расплава, его продувка газом, в основном аргоном или азотом, для перемешивания расплава, обработка металла порошковыми шлакообразующими реагентами с целью десульфурации и синтетическими шлаками, раскисление алюминиевой проволокой, подаваемой в расплав с высокой скоростью, другие технологические процедуры. Нагрев расплава проводится электрическими дугами переменного тока. Данный метод широко распространен в мире для производства стали на металлургических предприятиях, и его основным достоинством считается высокая удельная производительность оборудования. Металл в дальнейшем подвергается, как правило, прокатке и соответствует по качеству предъявляемым требованиям.
В литейном производстве, как правило, обработка металла давлением отсутствует и поэтому брак отливок, связанный с качеством жидкой стали, не устраняется. В этом случае дуплекс-процесс может быть причиной снижения качества расплава, полученного, например, в мартеновских печах, характерной особенностью которых является "мягкий", без локальных перегревов процесс плавки металла, сопровождаемый глубокой дегазацией расплава в период рудного кипа. Локальный перегрев металла под дугами в печи-ковше практически до температуры кипения способствует повышенному растворению азота, нарушению однородности наследственной структуры стали, усилению насыщения металла неметаллическими включениями.
При выборе направления реконструкции может рас-
