CC BY
26
УДК: [669.112.227.1+669.15-194]:669-158
DOI: 10.30838/J.BPSACEA.2312.290818.16.85
ОСОБЛИВОСТ1 К1НЕТИКИ РОЗПАДУ АУСТЕН1ТУ I ЗАКОНОМ1РНОСТ1 ФОРМУВАННЯ СТРУКТУРИ СТАЛ1 C82DCrV ЗА БЕЗПЕРЕРВНОГО ОХОЛОДЖЕННЯ
ПАРУСОВ Е. В.1, канд. техн. наук, с. н. с., ГУБЕНКО С. I.2, д-р техн. наук, проф., КЛИМЕНКО А. П.3, канд. техн. наук, с. н. с., ЧУЙКО I. М.4, канд. техн. наук, САГУРА Л. В.5, канд. техн. наук
'Институт чорно! металургй iM. З. I. Некрасова Национально! академи! наук Укра!ни, пл. Академика Стародубова, 1, Дшпро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2Национальна металургийна академия Украини, пр. Гагарина, 4, Днипро, Укра!на, 49600, тел. +38 (056) 374-83-57, e-mail: sigubenko@gmail.com, ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Укра!нський державний химико-технологичний университет, пр. Гагарина 8, Дшпро, Украина, 49005, тел. +38(056) 778-26-41, e-mail: klimenko_a_p@ukr.net
41нститут чорно! металургй им. З. I. Некрасова Национально! академл наук Укра!ни, пл. Академика Стародубова, 1, Дшпро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
Институт чорно! металургй! им. З. I. Некрасова Национально! академи! наук Укра!ни, пл. Академика Стародубова, 1, м. Днипро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: slv_metal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-2614-0322
Анотащя. Постановка проблеми. Оскильки охолодження металопрокату за деформацийно-термично! обробки в реальному виробничому процеси видбуваеться, як правило, не в изотермичних умовах, а за безперервного зниження температуря, вивчення розпаду аустениту за безперервного охолодження мае велике практичне значення. Мета - вивчення особливостей кинетики розпаду аустениту и встановлення закономирностей формування структури стали C82DCrV за безперервного охолодження з ризними швидкостями вид шдвищених температур попереднього нагриву. Результати. Вивчено кинетику перетворень и побудовано термокинетичну диаграму (ТКД) розпаду переохолодженого аустениту стали C82DCrV (EN ISO 16120-2:2011), леговано!' хромом и ванадием, вид температури нагриву 1 040° С. Для побудови ТКД застосовано метод диференцийно-термичного анализу, з використанням еталонного зразка. Встановлено найбильш ефективни интервали швидкостей повитряного охолодження, яки дозволяють забезпечити формування не менше 90 % сорбитоподибного перлиту в структури прокату, виключити видилення надлишково! фази (цементит вторинний) и структур, що утворюються за промижним и зсувним механизмами. Результати дослиджень промислово впровадженни для розроблення науково обгрунтованого режиму охолодження бунтового прокату диаметром 8,0...12,0 мм зи стали C82DCrV на лини Стелмор у потоци безперервного дрибносортнодротового стану 320/150.
Ключов1 слова: ктетика перетворень аустенту; структура; бунтовий прокат; високовуглецева сталь; швидюсть охолодження
ОСОБЕННОСТИ КИНЕТИКИ РАСПАДА АУСТЕНИТА И ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ СТАЛИ C 82DCrV ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
ПАРУСОВ Э. В.1, канд. техн. наук, с. н. с., ГУБЕНКО С. И.2, д-р техн. наук, проф., КЛИМЕНКО А. П.3, канд. техн. наук, с. н. с., ЧУЙКО И. Н.4, канд. техн. наук, САГУРА Л. В.5, канд. техн. наук
1Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, Днипро, Украина, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043 2Национальная металлургическая академия Украины, кафедра материаловедения им. Ю. Н. Тарана-Жовнира, пр. Гагарина, 4, Днипро, Украина, 49600, тел. +38 (056) 374-83-57, e-mail: sigubenko@gmail.com, ORCID ID: 0000-0001-5427-1154 3Украинский государственный химико-технологический университет, пр. Гагарина 8, Днипро, Украина, 49005, тел. +38(056) 778-26-41, e-mail: klimenko_a_p@ukr.net
4Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, Днипро, Украина, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X 5Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, Днипро, Украина, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: slv_metal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-2614-0322
Аннотация. Постановка проблемы. Поскольку охлаждение металлопроката при деформационно-термической обработке в реальном производственном процессе происходит, как правило, не в изотермических
условиях, а при непрерывном снижении температуры, изучение распада аустенита при непрерывном охлаждении имеет большое практическое значение. Цель - изучение особенностей кинетики распада аустенита и установление закономерностей формирования структуры стали C82DCrV при непрерывном охлаждении с различными скоростями от повышенных температур предварительного нагрева. Результаты. Изучена кинетика превращений и построена термокинетическая диаграмма (ТКД) распада переохлажденного аустенита стали C82DCrV (EN ISO 16120-2:2011), легированной хромом и ванадием от температуры нагрева 1 040 °С. При построении ТКД использован метод дифференциально-термического анализа, с использованием эталонного образца. Установлены наиболее эффективные интервалы скоростей воздушного охлаждения, которые позволяют обеспечить формирование не менее 90 % сорбитообразного перлита в структуре проката, исключить выделение избыточной фазы (цементит вторичный) и структур, образующихся по промежуточному и сдвиговому механизмам. Результаты исследований получили промышленное внедрение при разработке научно обоснованного режима охлаждения бунтового проката диаметром 8,0...12,0 мм из стали C82DCrV на линии Стелмор в потоке непрерывного мелкосортнопроволочного стана 320/150.
Ключевые слова: кинетика превращений аустенита, структура, бунтовой прокат, высокоуглеродистая сталь, скорость охлаждения
FEATURES OF KINETICS OF DESTROYING AUSTENITE AND THE REGULARITIES OF FORMATION OF THE C82DCrV STEEL S TRUCTURE DURING CONTINUOUS COOLING
PARUSOV E. V.1, Ph. D., Senior Researcher,
GUBENKO S. I.2, Dr. Sc.(Tech.), Prof,
KLIMENKO A. P.3, Cand. Sc. (Tech.), Senior Researcher,
CHUIKO I. М.4, Cand. Sc. (Tech.),
SAHURA L. V.5, Cand. Sc. (Tech.)
'Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro city, Ukraine, 49107, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2National Metallurgical Academy of Ukraine, Gagarin Ave., 4, Dnipro city, Ukraine, 49600, tel. +38 (056) 374-83-57, e-mail: sigubenko@gmail.com, ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Ukrainian State University of Chemical Technology, Gagarin Ave., 8, Dnipro city, Ukraine, 49005, tel. +38(056) 778-26-41, e-mail: klimenko_a_p@ukr.net
4Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro city, Ukraine, 49107, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro city, Ukraine, 49107, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: slv_metal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-2614-0322
Annotation. Formulation of the problem. Since the cooling of rolled metal under deformation-thermal treatment in a real production process occurs not in isothermal conditions, but with a continuous temperature decrease, the study of the decay of austenite under continuous cooling is of great practical importance. Purpose. Investigation of the kinetics of the decay of austenite, as well as the regularities in the formation of the structure of C82DCrV steel during continuous cooling with different rates from an elevated heating temperature. Results. The kinetics of the transformations was studied and a continuous cooling transformation diagram (CCTD) of the decomposition of supercooled austenite of C82DCrV steel (EN ISO 16120-2:2011) alloyed chromium and vanadium from the heating temperature 1040 °C was constructed. When constructing the TCD, the differential thermal analysis method was used, using a reference sample. The most effective intervals of air cooling rates have been established, which make it possible to form at least 90 % of sorbit in the rolled product structure, exclude the release of the excess phase (cementite secondary), and the appearance of structures formed by intermediate and shear mechanisms. The results of the research have been industrialized when developing the cooling mode for wire rod with a diameter of 8.0...12.0 mm from steel C82DCrV on the Stelmor line in the flow of a continuous fine-wire mill 320/150: the temperature of the rolling formation on the Stelmor line must be at least 1040 °C, further accelerated air cooling of the metal turns on the conveyor should be carried out at a rate of not less than 13 °C/sec and not more than 20 °C/sec to a temperature range of 570...540 °C followed by quasi-isothermal exposure under heat-insulating covers.
Keywords: kinetics of austenite transformation; structure; wire rod; high-carbon steel; cooling rate
Постановка проблеми. Оскшьки охо-лодження металопрокату за деформацшно-терм1чно! обробки в реальному виробничо-му процес вщбуваеться, як правило, не в 1зотерм1чних умовах, а за безперервного зниження температури, вивчення розпаду
аустешту за безперервного охолодження мае велике практичне значення. Особливосп формування структури металопрокату за безперервного охолодження оцшюють за результатами лабораторних дослщжень 1з застосуванням р1зних метод1в (терм1чного,
м1кроструктурного, дилатометричного 1 ди-ференцшно-терм1чного анал1зу). Основш труднощ1 у проведенш досшджень пов'язаш з тим, що в процес охолодження зниження температури в р1зних зонах досшджуваних зразюв вщбуваеться не монотонно, а тдпо-рядковуеться певному закону, у зв'язку з чим доводиться розраховувати або середню швидюсть охолодження, або приймати !! величину за яко!сть певно! температури.
Для побудови термокшетично! д1аграми (ТКД) на не! наносять крив1 охолодження, в1дм1чають штервали, а також вказують температури початку 1 закшчення фазового перетворення. Таю д1аграми зручш для практичного використання 1 дозволяють ¡з максимальною достов1ршстю визначити температуры штервали фазових перетворень 1 структуру металопрокату за охолодження в реальних промислових умовах.
У заруб1жнш практищ деяю досшдники для побудови т1е! чи шшо! д1аграми розпаду аустешту використовують натурш зразки, на вщмшу в1д дилатометричного методу, коли беруться зразки д1аметром не бшьше 3,0...4,0 мм. Така особливють дозволяе бшьш повно враховувати прояв масштабного фактора - фактично! змши швидкосп охолодження.
Одне з головних завдань сучасного ме-талознавства - створення наукових основ контрольованого управлшня процесами фо-рмування структури в металах 1 сплавах для отримання найбшьш ефективного поеднання мехашчних властивостей готових вироб1в.
У пращ [7] зазначено, що нараз1 ютотно вирю попит на високомщний бунтовий прокат ¡з вуглецевих сталей, який тддаеться холоднш пластичнш деформаци з великими ступенями обтиску. Такий металопрокат, у бшьшосп випадюв, використовуеться в бу-д1вельнш шдустрп для виробництва р1зних вироб1в високо! мщносп. Незважаючи на те, що бшьшють технолопчних р1шень ус-тшно впроваджеш у виробництво бунтового прокату, призначеного для отримання ви-сокомщних вироб1в [10], розвиток техшчно-го прогресу ставить усе нов1 завдання перед тдприемствами металовироб1в щодо тд-вищення р1вня мщносп вихщно! сировини
(бунтового прокату), безперервно охоло-дженого з прокатного нагр1ву .
У бшьшосп випадюв в умовах нацюна-льних металургшних тдприемств досягну-тий р1вень якост бунтового прокату недо-статнш для отримання бшьш високих клас1в мщносп готово! продукцп, а пщприемства металовироб1в стикаються з необхщшстю полшшення структури металу за допомогою проведення енерговитратно! 1 еколопчно шкщливо! терм1чно! обробки - патентуван-ня.
Досвщ провщних европейських металургшних тдприемств свщчить, що досягти ефективного тдвищення класу мщносп бунтового прокату з використанням тепла прокатного нагр1ву можливо в раз1 додатко-вого введення у сталь карб1дотв1рних еле-мент1в - хрому ¡/або ванад1ю [11]. Анал1з те-хшчно! л1тератури з вивчення процес1в структуроутворення в бунтовому прокат з високовуглецевих сталей, в тому числ1 лего-ваних хромом 1/або ванад1ем, показав вщсу-тшсть достов1рних даних, пов'язаних з особ-ливостями к1нетики розпаду аустен1ту 1 за-коном1рностями формування структури в рацюнальних штервалах швидкостей безпе-рервного охолодження металу з прокатного нагр1ву.
З огляду на зростаючий св1товий попит на високом1цний бунтовий прокат 1 беручи до уваги угоду м1ж Свропейським Союзом 1 Укра!ною про зону вшьно! економ1чно! тор-г1вл1, розроблення та промислове освоення науково обгрунтовано! технолог!! виробництва бунтового прокату з пщвищеними пока-зниками м1цност1 дозволить вступити в кон-курентну боротьбу з шоземними виробни-ками 1 г1дно представляти нацюнальну ме-талопродукц1ю на св1тових ринках збуту.
Мета дослщження - вивчення особливостей кшетики розпаду аустешту 1 встановлення законом1рностей формування структури стал1 C82DCrV за безперервного охолодження з р1зними швидкостями в1д тдвищених температур попереднього нагр1ву.
Матер1ал 1 методика дослщження. Для
проведення досшджень використано зразки в1д промислово! партп бунтового прокату
• • СгУ • •
дiаметром 11,0 мм сталi C82D , хiмiчний склад яко'1 наведено в таблицi 1.
За аналогieю з працею авторiв [7], температуру нагрiвання зразкiв для побудови ТКД вибрали на 90...170°С вище вiд тих, що традицшно використовуються на практицi [4-7]. Температура на^ву зразкiв становила 1 040°С. Фазовi перетворення дослiджували за допомогою методу
диференц1йно-терм1чного анал1зу на натурних зразках бунтового прокату з використанням хромель-алюмелевих
термопар, закарбованих у центральну частину зразюв [5]. Металограф1чний анал1з проводили на оптичних св1тлових мшроскопах (Neophot-32 i Axiovert M200 MAT) у вщповщносп з вимогами ГОСТ 8233-56 i EN 16120-1:2011.
Таблиця 1
Хiмiчний склад стали €821)' " (EN ISO 16120-2:2011)
Хiмiчний склад, % мас.
С Mn Si P S Cr V Ni Cu N
0,83 0,70 0,18 0,012 0,003 0,15 0,05 0,05 0,09 0,006
Результати дослщжень та 1х
обговорення. Результати дослiджень
• • • СгУ
кiнетики розпаду аустенiту сталi C82D за безперервного охолодження з рiзними швидкостями узагальненi i наведенi у виглядi ТКД на рисунку 1.
Критичш точки А1 i Аст сталi, що дослiджувалась, визначенi як середне арифметичне за результатами трьох вимiрiв, значення яких склали 731°С i 832°С вiдповiдно. Пiд час вивчення особливостей
• • СгУ
розпаду аустенiту сталi C82D температура на^ву зразкiв становила 1 040 °С.
Вiдомо, що у разi охолодження заевтекто'щних сталей з пересиченого вуглецем аустешту видiляеться цементит вторинний, кшьюсть i характер видiлення якого залежать вщ умов нагрiвання i швидкостi подальшого охолодження [2].
У випадку охолодження дослщжуваних зразкiв зi швидкостями 5 °С/с i менше роз-пад переохолодженого аустенiту починаеть-ся з видiлення вторинного цементиту по межах аустештних зерен. За мшмально'1 швидкостi охолодження (0,09 °С/с) перетворення аустенiту починаеться з видшення цементиту вторинного в iнтервалi температур 810...700 °С.
На рисунку 2 наведено характерну структуру дослщжуваних зразюв, охолоджених зi швидюстю 0,09 °С/с. Видiлення розiрваноi цементитно'1 сiтки по межах зерен у кшьюс-ному вираженнi становить не бшьше 1,0 %. Скорее за все, це - наслщок легування ста-лi хромом i ванадiем, якi, як вiдомо, являють
собою сильнi карбiдотвiрнi елементи i мо-жуть утворювати карбiди типу: УС, У^ CrN, Сг3С2 та 1'х комплекснi сполуки [14].
У даному випадку вплив зазначених легуючих елеменпв на зниження видiлення надлишково'1 фази (цементит вторинний) по межах аустештних зерен аналопчний впливу бору в стал С86D [13] i С82DCr [7]. Додатковими факторами, як можуть зумовлювати мале кiлькiсне видшення надлишково'1 фази на межах зерен, очевидно, виступають: пiдвищена температура на^ву, за яко'1' бiльш повно вщбуваеться гомогенiзацiя хiмiчного складу
• СгУ • •
сталi C82D i зростання аустенiтних зерен, що спостер^аеться за температури 975 °С.
За швидкосп охолодження 0,11 °С/с температурний штервал видiлення цементиту вторинного не змшюеться i вiдповiдае дiапазону 810...700 °С, а кiлькiсть цементиту вторинного, що видшився на межах аустештних зерен, у процентному сшввщношенш фаз складае менше 1,0 %.
В iнтервалi швидкостей охолодження 0,09...0,9°С/с розпад переохолодженого аустешту вщбуваеться за дифузшним мехашзмом з утворенням перлiту рiзного ступеня дисперсностi. За швидкостi охолодження 0,09 °С/с утворення перлiту починаеться за температури 658 °С, а закшчуеться за температури 646 °С.
• СгУ •
Структура сталi C82D пiсля охолодження зi швидкiстю 0,09 °С/с мiстить ~ 73 % сорбiтоподiбного перлiту i 27 % перл^ 2...6 балiв (рис. 3, а).
Рис. 1. Термоюнетична дгаграма розпаду аустенту стал! С82Б г за безперервного охолодження
з ргзними швидкостями
дифузшним мехашзмом, температури початку 1 юнця перетворень залишаються майже незмшними, так само як 1 температуры штервали видшення надлишково! фази (цементиту вторинного).
Пщ час переходу через граничне зна-чення швидкосп охолодження 0,9 °С/с спо-стер1гаеться принципова змша юнетики розпаду аустешту: перлине перетворення по-чинаеться за температури 628 °С, при цьому продовжуе видшятися тепло фазових перетворень. Дифузшний розпад аустешту заюн-чуеться за температури 640 °С, очевидно, тому, що юльюсть тепла, що выводиться тд час охолодження, перевищуе юльюсть тепла рекалесценцп [9]. За температури 550 °С ау-стешт, що залишився, розпадаеться за про-м1жним мехашзмом на бейшт, а за температури розпаду 172 °С утворюеться мартенсит.
• СгУ
Структура стал1 C82D складаеться з ~ 93 % сорбгшпод1бного перл1ту, 3 % бейшту, менше 1 % цементиту вторинного, а також мартенситу 1 аустешту залишкового (рис. 4, а).
Рис. 2. Структура (х500) стал! С82Б г тсля нагргву до температури 1 040 СI безперервного охолодження з1 швидюстю 0,09 °С/с
За швидкосп охолодження 0,11 °С/с, по аналоги з1 швидюстю 0,09 °С/с, утворення перл1ту починаеться за температури 658 °С, а заюнчуеться при 646 °С. Структура стал1
СгУ •
C82D п1сля охолодження складаеться з ~ 75 % сорб1топод1бного перл1ту 1 25 % перл1ту 2...6 бал1в (рис. 3, б).
Для досшджуваного штервалу швидкостей охолодження, в якому розпад переохолодженого аустешту вщбуваеться за
У процес охолодження зразюв з1 швидкостями 1,7 1 5 °С/с розпад аустешту вщбуваеться за р1зними мехашзмами: в штервал1 температур 628...605 °С
утворюеться перл1т тсля видшення цементиту вторинного, а за бшьш низьких температур утворюються бейшт, мартенсит, кр1м того, присутнш аустешт залишковий.
а б
Рис. 3. Структура (*500) ст^ С820СгУ тсля нагрiву до температури 1 040 С i безперервного охолодження з разними швидкостями: а - 0,09 °С/с; б - 0,11 °С/с
1з пщвищенням швидкосп охолодження до 5 °С/с кшьюсть продукпв розпаду, що утворюються за дифузшним мехашзмом зменшуеться, а за пром1жним - зростае. Так, у результат! охолодження зразюв з1 швидкь стю 1,7 °С/с структура стал1 C82DCrV скла-даеться з ~ 90 % перл1ту, 7 % бейшту, решта - мартенсит и аустешт залишковий (рис. 4, б); за охолодження з1 швидкютю 5 °С/с - з ~ 55 % перл1ту, 20 % бейшту, решта - мартенсит 1 аустешт залишковий (рис. 4, в).
Розпад аустешту з утворенням перл1ту, бейшту 1 мартенситу без попереднього видшення цементиту вторинного вщбуваеться в штервал1 швидкостей охолодження 5...20 °С/с.
За швидкосп охолодження 13 °С/с перл1тне перетворення вщбуваеться в штервал1 температур 575...556 °С. Розпад аустешту за пром1жним мехашзмом 1 зазначеною швидкютю охолодження починаеться за 520 °С 1 тривае до 210 °С, тсля чого вщбуваеться мартенситне
• СгУ
перетворення. Структура стал1 C82D складаеться з ~ 2 % перл1ту, 22 % бейшту, решта - мартенсит 1 аустешт залишковий (рис. 4, г).
В штервал1 швидкостей охолодження 20...136 °С/с розпад аустешту вщбуваеться за пром1жним 1 зсувним мехашзмами з утворенням бейшту 1 мартенситу, при цьому з пщвищенням швидкосп охолодження кшькють бейшту поступово зменшуеться.
За швидкосп охолодження 90 °С/с температура початку бейштного
перетворення ютотно знижуеться 1 становить 435 °С, перетворення тривае до температури 180 °С, тсля чого реал1зуеться зсувний мехашзм з утворенням мартенситу.
• СгУ
Структура стал1 C82D складаеться з ~ 3 % бейшту, решта - мартенсит 1 аустешт залишковий (рис. 4, д).
Швидкють охолодження, за яко! аустешт повшстю переохолоджуеться до точки Мн 1 перетворюеться на мартенсит, вщповщае 136 °С/с. Охолодження з такою швидюстю зумовлюе зсувний мехашзм розпаду аустешту й утворення голчастого мартенситу 6...8 бал1в за ГОСТ 8233-56 (рис. 4, е). Перетворення починаеться за температури 172 °С 1 тривае аж до юмнатно! температури. Однак з огляду на те, що температура закшчення мартенситного перетворення перебувае в обласп вщ'емних
• • СгУ
температур, у структур1 стал1 C82D ф1ксуеться вщ 2,0 до 4,0 % аустешту залишкового.
Д е
Рис. 4. Структура (*500) сталi С820СгУ теля нагрiву до температури 1 040 С i безперервного охолодження з р1зними швидкостями: а - 0,9 °С/с; б - 1,7 °С/с; в - 5 °С/с; г - 13 °С/с; д - 90 °С/с; е - 136 °С/с
Пор1вняльний анал1з ТКД дослщжувано! стал C82DCrV з1 сталями С86D [13] 1 С82DCr [7], х1м1чний склад яких наведено в таблиц 2, показав, що для дослщжувано! стал1 в понад 3,5 раза зменшусться штервал швидкостей охолодження (5,0...0,09 °С/с), в якому початку перл1тного перетворення передуе вид1лення цементиту вторинного: для сталей С86D 1 C82DCr - це в1дпов1дно 19...0,08 °С/с 1 17.0,07 °С/с.
Досл1джувана сталь С82DCrV мае б1льш низью значення верхньо! (136 °С/с) 1 нижньо! (0,9 °С/с) критичних швидкостей охолодження пор1вняно з1 сталями С86D (228 °С/с; 19 °С/с) 1 С82DCr (211 °С/с;
1,8 °С/с) в1дпов1дно. Зниження критичних
• СГУ
швидкостей охолодження для стал1 С82D зумовлене б1льш значним п1двищенням стшкосп аустен1ту за рахунок додаткового введення в сталь хрому (0,15%) 1 ванад1ю (0,05 %).
СГУ
Анал1з ТКД стал1 С82D свщчить, що тд час п1двищення швидкост1 охолодження кшькють сорб1топод1бного перл1ту зростае. З ростом температури нагр1ву 1 подальшо! швидкост1 охолодження в1дбуваеться зниження критично! точки Аг1, в результат! чого пщвищуеться стутнь дисперсност! перл1ту. Це зумовлено не тшьки ступенем переохолодження аустешту за
безперервного охолодження, а й
пщвищенням швидкосп змши
переохолодження, яка являе собою не що шше як фактичну швидкють розпаду аустешту. З урахуванням вищенаведених даних про вплив пщвищення швидкосп охолодження на кшьюсть перл1ту, який утворюеться, в тому чист 1
Хм1чний склад
сорб1топод1бного перл1ту, внесок швидкосп охолодження слщ розглядати з урахуванням одночасного пщвищення ступеня дисперсносп перл1ту, який оцшюеться за шкалою 1 ГОСТ 8233-56 й щентиф1куеться як перл1т 1-го бала.
Таблиця 2
алей С86Б I С82БСг
Марка сталi Хiмiчний склад, % масс.
С Мп Si Р S Сг У № Си N В
С86Б 0,88 0,68 0,18 0,010 0,003 0,03 - 0,06 0,12 0,007 0,0012
С82БСг 0,83 0,75 0,19 0,011 0,003 0,27 0,003 0,04 0,10 0,006 -
Таким чином, установлено штервали швидкостей охолодження, коли: розпад аустешту вщбуваеться за дифузшним мехашзмом з утворенням перл1ту р1зного ступеня дисперсносп (0,09...0,9 °С/с); розпаду аустешту передуе утворення цементиту вторинного в кшькосп не бшьше 1 % у вигляд1 окремих дшянок по межах перл1тних зерен (0,9...136 °С/с); розпад аустешту вщбуваеться за дифузшним, пром1жним 1 зсувним мехашзмами; утворюеться голчастий мартенсит 6...8 бал1в за ГОСТ 8233-56 1 присутнш аустешт залишковий в кшькосп вщ 2,0 до 4,0 % у вигляд1 прошарюв м1ж мартенситними голками (> 136 °С/с). Максимальний ефект пщвищення температури закшчення дифузшного перетворення (12 °С) ф1ксуеться за швидкосп охолодження 0,9 °С/с.
Отже, для отримання в промислових умовах у структур1 бунтового прокату з1
• СгУ •
стал1 С82D перл1ту з найкращим ступе-нем дисперсносп доцшьно використовувати в м1жкритичному 1нтервал1 таку швидк1сть охолодження аустешту, за яко! утворюеться максимальна кшьюсть сорб1топод1бного пе-рл1ту [12-14]. При цьому температура вит-коутворення прокату на лшп Стелмор повинна бути не менше 1 040 °С, подальше прискорене пов1тряне охолодження витюв металу на транспортер1 слщ проводити з1 швидк1стю не менше 13 °С/с 1 не бшьше 20 °С/с до 1нтервалу температур 570...540 °С з наступною квазпзотерм1чною витримкою п1д тепло1золяц1йними кришками. Такий режим охолодження забезпечить розпад ау-
стешту за дифузшним мехашзмом з утворенням максимально! можливо! кшькосп сорб1топод1бного перл1ту в структур1 бунто-
Сгу
вого прокату з1 стал1 C82D .
Установлен1 особливост1 розпаду аустешту за безперервного охолодження стал1
Сгу .
C82D з р1зними швидкостями дозволили науково обгрунтувати режими охолодження бунтового прокату на лшп Стелмор у потощ безперервного др1бносортнодротового стану 320/150. Металограф1чний анал1з показав, що м1кроструктура бунтового прокату, ви-готовленого за розробленим режимом охо-
• • СгУ •
лодження з1 стал1 C82D , мютить ~ 93 % сорб1топод1бного перл1ту 1 6 % перл1ту 2...3-го бала за шкалою ГОСТ 8233-56. Оцшка цементитно! с1тки за еталонами структур шаблону III стандарту № А 04-114 показала вщповщшсть класу А (повна вщсутшсть) для прокату д1аметром 8,0; 10,0; 11,0; 12,0 мм 1 в декшькох випадках класу В (сль ди цементиту) для д1аметра прокату 12,0 мм.
Висновки. Вивчено кшетику розпаду аустешту 1 законом1рносп формування
• • СгУ
структури хромованад1ево! стал1 C82D , нагр1то! до температури 1 040 °С 1 пщдано! безперервному охолодженню з р1зною швидк1стю. Результати досл1джень узагальнен1 1 наведеш у вигляд1 термок1нетично! д1аграми. Встановлено 1нтервали швидкостей охолодження, коли можна отримати р1зш продукти розпаду аустешту, що забезпечують р1зне стввщношення структурних складових стал1 C82DCrV.
Обгрунтовано найб1льш ефективн1 1нте-рвали швидкостей пов1тряного охолоджен-
ня, яю дозволяють забезпечити формування в структур1 ще! стал1 не менше 90 % сорбь топод1бного перл1ту, виключити видшення надлишково! фази (цементит вторинний), а також появу структур, що утворюються за пром1жним i зсувним мехашзмами.
Розроблено режими охолодження бун-
• • CrV
тового прокату зi сталi C82D на транспо-ртерi лшп Стелмор в потоцi безперервного
дрiбносортнодротового стану 320/150, щоб забезпечити отримання мшроструктури бунтового прокату, що складаеться з ~ 94 % со-рбiтоподiбного перлiту i 6 % перлiту 2...3-го бала за ГОСТ 8233-56, а також вщсутшсть цементитно! сiтки в прокат рiзного дiамет-ра.
СПИСОК ВИКОРИСТАНИХ ДЖЕРЕЛ
1. Влияние температуры аустенитизации на дисперсность перлита углеродистой стали / Э. В. Парусов, В. В. Парусов, Л. В. Сагура // Металознавство та терм1чна обробка метал1в. - 2015. - № 2. - С. 14-18.
2. Гуляев А. П. Металловедение / А. П. Гуляев. - 6-е изд., перераб. и доп. - Москва : Металлургия, 1986. - 542 с.
3. К вопросу о дислокационно-диффузионном генезисе пластинчатого перлита в высокоуглеродистом бунтовом прокате / Э. В. Парусов, С. И. Губенко, А. Б. Сычков, И. Н. Чуйко, Л. В. Сагура // Строительство, материаловедение, машиностроение : сб. науч. тр. / Приднепр. гос. акад. стр-ва и архитектуры. - Днепропетровск, 2016. - Вып. 89. - С. 137-143. - (Стародубовские чтения 2016).
4. Дифференциально-термический анализ и технологии термической обработки : монография /
A. П. Клименко, А. И. Карнаух, А. И. Буря, В. И. Сытар. - Днепропетровск : Пороги, 2008. - 323 с.
5. Луценко В. А. Особенности распада аустенита стали 90 в изотермических и термокинетических условиях /
B. А. Луценко // Металознавство та терм1чна обробка метал1в. - 2008. - № 1. - С. 76-82.
6. Обоснование параметров регулируемого охлаждения бунтового проката из высокоуглеродистой стали в потоке проволочного стана 320/150 ОАО «ММЗ» / Э. В. Парусов, А. Б. Сычков, С. И. Губенко, С. В. Долгий, Л. В. Сагура // Вюник нацюнального техшчного ушверситету Украши "Ки!вський полтгехшчний шститут". Сер1я : Машинобудування : зб. наук. пр. / Нац. техн. ун-т Украши "Ки!в. полггехн. ш-т". - Ки!в, 2016. - № 2 (77). - С. 62-70.
7. Особенности кинетики распада аустенита и закономерности формирования структуры стали С82Б°Г при непрерывном охлаждении / Э. В. Парусов, С. И. Губенко, А. П. Клименко, И. Н. Чуйко, Л. В. Сагура // Вюник Придшпровсько! державно! академи буд1вництва та архггектури. - 2017. - № 6. - С. 27-36.
8. Попов А. А. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении / А. А. Попов // Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах : сб. науч. тр. - Москва : Машгиз, 1950. - С. 136-159.
9. Разработка режима двустадийного охлаждения катанки из стали С80Б2, микролегированной бором и ванадием / В. В. Парусов, Э. В. Парусов, Л. В. Сагура, А. И. Сивак, А. П. Клименко, А. Б. Сычков // Металлургическая и горнорудная промышленность. - 2011. - № 3. - С. 53-56.
10. Высокоуглеродистая катанка для изготовления высокопрочных арматурных канатов / А. Б. Сычков, М. А. Жигарев, A. M. Нестеренко, С. Ю. Жукова, А. В. Перегудов - Бендеры : Полиграфист, 2010. - 280 с.
11. Парусов Э. В. Требования, предъявляемые к катанке для производства высокопрочной канатной арматуры / Э. В. Парусов // Теория и практика металлургии. - 2014. - № 1-2. - С. 67-70.
12. Development of energy- and resource-saving production technology of high-strength strands / Parusov E. V., Paru-sov V. V., Sagura L. V., Derevyanchenko I. V., Dolgiy S. V., Gremechev S. A., Demyanova L. I. // Metallurgical and Mining Industry. - 2016. - № 5. - P. 100-104.
13. Development of thermomechanical treatment of coil rolled products made of steel С86D micro-alloyed with boron / Parusov E. V., Parusov V. V., Sagura L. V., Sivak A. I., Klimenko A. P., Sychkov A. B. // Metallurgical and Mining Industry. - 2016. - № 6. - P. 70-74.
14. Influence of boron on forming efficient structure of rolled steel and increase its technological plasticity at drawing / Е. Parusov, A. Sychkov, S. Gubenko, M. Ambrazhey // Вюник Тернопшьського нацюнального техшчного ушверситету. - 2016. - № 3. - P. 99-108.
REFERENCES
1. Parusov E.V., Parusov V.V. and Sahura L.V. Vliyanie temperatury austenitizacii na dispersnost'perlita uglerodistoj stali [Effect of austenitization temperature on the dispersion of carbon steel perlite]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Metallurgy and thermal treatment of metals]. 2015, no. 2, pp. 14-18. (in Russian).
2. Gulyayev A.P. Metallovedenie [Metallography]. Ed. 6, Moskva: Metallurgiya, 1986, 542 p. (in Russian).
3. Parusov E.V., Gubenko S.I., Sychkov A.B., Chuyko I. N. and Sahura L.V. K voprosu o dislokatsionno-diffuzionnom genezise plastinchatogo perlita v vysokouglerodistom buntovom prokate provoloki [On the issue of the dislocation-diffusion genesis of lamellar perlite in high-carbon bent wire rolling]. Stroitelstvo, materialovedeniye,
mashinostroyenie [Construction, material science, mechanical engineering]. Pridnepr. gos. akad. str-va i arxitektury [Prydniprovs'ka State Academy of Civil Engineering and architecture]. 2016, iss. 89, pp. 137-143. (in Russian).
4. Klimenko A.P., Karnaux A.I., Burya A.I. and Sytar V.I. Differentsialno-termicheskij analiz i texnologii termicheskoj obrabotki [Differential Thermal Analysis and Heat Treatment Technologies]. Dnepropetrovsk: Porogi, 2008, 323 p. (in Russian).
5. Lutsenko V.A. Osobennosti raspada austenita stali 90 v izotermicheskix i termokineticheskix usloviyax [Features of the decay of austenite of steel 90 under isothermal and thermokinetic conditions]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Metallurgy and thermal treatment of metals]. 2008, no. 1, pp. 76-82. (in Russian).
6. Parusov E.V., Sychkov A.B., Gubenko S.I., Dolgiy S.V. and Sahura L.V. Obosnovanie parametrov reguliruemogo oxlazhdeniya buntovogo prokata iz vysokouglerodistoj stali v potoke provolochnogo stana 320/150 OAO «MMZ» [Rationale of the parameters of controlled cooling of rolled steel from high-carbon steel in the stream of a 320/150 wire mill of JSC "MMZ"]. Visnyk natsionalnogo tekhnichnogo universytetu Ukrainy "Kyivskyi politekhnichnyi instytut". Seriia: Mashynobuduvannia [Bulletin of National Technical University of Ukraine "Kyiv Politechnical Institute". Series: Mechanical Engineering]. 2016, no. 2 (77), pp. 62-70. (in Russian).
7. Parusov E.V., Gubenko S.I., Klimenko A.P., Chujko I.N., Sahura L.V. Osobennosti kinetiki raspada austenita i zakonomernosti formirovaniya struktury stali S82DCr pri nepreryvnom oxlazhdenii [Features of the kinetics of austenite decomposition and regularities in the formation of the C82DCr steel structure under continuous cooling]. Visnyk Prydniprovskoi derzhavnoi akademii budivnytstva ta arkhitektury [Bulletin of Prydniprovs'ka State Academy of Civil Engineering and Architecture]. 2017, no. 6, pp. 27-36. (in Russian).
8. Popov A.A. Prevrashhenie austenita pri nepreryvnom oxlazhdenii [The transformation of austenite under continuous cooling]. Fazovye prevrasheniya v zhelezouglerodistyx splavax [Phase transformations in iron-carbon alloys]. Moskva: Mashgiz, 1950, pp. 136-159. (in Russian).
9. Parusov E.V., Parusov V.V., Sahura L.V., Sivak A.I., Klimenko A.P. and Sychkov A.B. Razrabotka rezhima dvustadijnogo oxlazhdeniya katanki iz stali S80D2, mikrolegirovannoj borom i vanadiem [Development of a two-stage cooling mode for wire rod made of C80D2 steel, microalloyed with boron and vanadium]. Metallurgicheskaya i gornorudnaya promyshlennost [Metallurgical and mining industry]. 2011, no. 3, pp. 53-56. (in Russian).
10. Sychkov A.B., Zhigarev M.A., Nesterenko A.M., Zhukova S.Yu. and Peregudov A.V. Vysokouglerodistaya katanka dlya izgotovleniya vysokoprochnyh armaturnyx kanatov [High-carbon wire rod for manufacturing high-strength reinforcing ropes]. Bendery: Poligrafist, 2010, 280 p. (in Russian).
11. Parusov E.V. Trebovaniya, pred''yavlyaemye k katanke dlya proizvodstva vysokoprochnoj kanatnoj armatury [Requirements for wire rod for the production of high-strength rope reinforcement]. Teoriya i praktika metallurgii [Theory and practice of metallurgy]. 2014, no. 1-2, pp. 67-70. (in Russian).
12. Parusov E.V., Parusov V.V., Sahura L.V., Derevyanchenko I.V., Dolgiy S.V., Gremechev S.A. and Demyanova L.I. Development of energy- and resource-saving production technology of high-strength strands. Metallurgical and Mining Industry. 2016, no. 5, pp. 100-104.
13. Parusov E.V., Parusov V.V., Sychkov A.B., Klimenko A.P., Sagura L.V. and Sivak A.I. Development of thermomechanical treatment of coil rolled products made of steel C86D micro-alloyed with boron. Metallurgical and Mining Industry. 2016, no. 6, pp. 70-74.
14. Parusov Е., Sychkov A., Gubenko S. and Ambrazhey M. Influence of boron on forming efficient structure of rolled steel and increase its technological plasticity at drawing. Scientific Journal of the Ternopil National University. 2016, no. 2, pp. 99-108.
Рецензент: Большаков В. I., д-р техн. наук, проф.
Надшшла до редколеги: 27.12.2017 р.
