CC BY
22
УДК: 669.112.227.1:669.15-194
ОСОБЕННОСТИ КИНЕТИКИ РАСПАДА АУСТЕНИТА И ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ СТАЛИ С82DCr 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,
5*
САГУРА Л. В. , канд. техн. наук.
'Институт 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, 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, Днпро, 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 5 Институт 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. Одной из главных задач современного металловедения является создание научных основ контролируемого управления процессами структурообразования в металлах с целью достижения наилучшего сочетания комплекса свойств готовых изделий. Цель работы — исследование особенностей кинетики распада аустенита, а также закономерностей формирования структуры стали C82DCr при непрерывном охлаждении с различными скоростями от повышенной температуры нагрева. Результаты. Изучена кинетика превращений и построена термокинетическая диаграмма (ТКД) распада переохлажденного аустенита стали, легированной хромом C82DCr (EN ISO 16120-2:2011) в процессе охлаждения от температуры 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), а также появление структур, образующихся по промежуточному и сдвиговому механизмам. Результаты исследований получили промышленное внедрение при разработке режима охлаждения бунтового проката диаметром 8,0...12,0 мм из стали C82DCr на линии Стелмор в потоке непрерывного мелкосортнопроволочного стана 320/150.
Ключевые слова: кинетика превращений аустенита; структура; бунтовой прокат; высокоуглеродистая сталь; скорость охлаждения
ОСОБЛИВОСТ1 К1НЕТИКИ РОЗПАДУ АУСТЕН1ТУ I ЗАКОНОМ1РНОСТ1 ФОРМУВАННЯ СТРУКТУРИ СТАЛ1 С82БСг ЗА
БЕЗПЕРЕРВНОГО ОХОЛОДЖЕННЯ
ПАРУСОВ Е. В.1, канд. техн. наук, ГУБЕНКО С. I.2, д-р техн. наук, проф., КЛИМЕНКО А. П.3, канд. техн. наук, ЧУЙКО I. М. 4, канд. техн. наук,
5*
САГУРА Л. В. , канд. техн. наук.
11нститут чорно! металургй iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академй наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, Дншро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2Нацюнальна металургшна академiя Укра!ни, пр. Гагарша, 4, Дшпро Укра!на, 49600, тел. +38 (056) 374-83-57, e-mail: sigubenko@gmail.com, ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Укра!нський державний хiмiко-технологiчний утверситет, пр. Гагарша 8, Дшпро, Укра!на, 49005, тел. +38(056) 778-26-41, e-mail: klimenko_a_p@ukr.net
41нститут чорно! металургй iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академй наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, Дншро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 йститут чорно! металургй iм. З. I. Некрасова Нацюнально! академй наук Украши, пл. Академжа Стародубова, 1, Дншро, Укра!на, 49107, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: slv_metal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-2614-0322
Анотащя. Постановка проблеми. Одною з головних завдань сучасного металознавства е створення наукових основ контрольованого управлшня процесами структуроутворення в металах ыз метою досягнення
найкращого поеднання комплексу властивостей готових B^o6iB. Мета — дослвдження особливостей кинетики розпаду аустенггу, а також закономiрностей формування структури сталi C82DCr за безперервного охолодження з рiзними швидкостями вiд тдвищено! температури нагрiву. Результати. Вивчено шнетику перетворень i побудовано термокiнетичну дiаграму (ТКД) розпаду переохолодженого аустенiту стал^ леговано! хромом C82DCr (EN ISO 16120-2: 2011) у процеа охолодження вщ температури 1 040 °С. Для побудови ТКД застостовано метод диференцiйно-термiчного аналiзу з використанням еталонного зразка. Встановлено найбiльш ефективнi штервали швидкостей повiтряного охолодження, як1 дозволяють забезпечити формування не менше 90 % сорбiтоподiбного перлiту в структурi прокату, виключити видiлення надлишково! фази (цементит вторинний), а також появу структур, що утворюються за пром1жним i зсувним механiзмами. Результати дослщжень отримали промислове впровадження пвд час розроблення режиму охолодження бунтового прокату дiаметром 8,0...12,0 мм зi сталi C82DCr на лшп Стелмор у потощ безперервного дрiбносортнодротового стану 320/150.
Kro40Bi слова: ктетика перетворень аустетту; структура; бунтовий прокат; високовуглецева сталь; швидюсть охолодження
FEATURES OF KINETICS OF DESTROYING AUSTENITE AND THE REGULARITIES OF FORMATION OF THE C82DCr STEEL STRUCTURE
DURING CONTINUOUS COOLING
PARUSOV E. V.1, Cand. Sc. (Tech.), Senior Researcher,
GUBENKO S. I.2, Dr. Sc.(Tech.), Prof.,
KLIMENKO A. P. 3, Cand. Sc. (Tech.), Senior Researcher,
CHUIKO I. N.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, 1, Ac. Starodubov, sq., Dnipro, 49107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: tometal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2National Metallurgical Academy of Ukraine, 4, Gagarin ave., Dnipro, 49600, Ukraine, tel. +38 (056) 374-83-57, e-mail: sigubenko@gmail.com, ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Ukrainian State University of Chemical Technology, 8, Gagarin ave., Dnipro, 49005, Ukraine, 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, 1, Ac. Starodubov, sq., Dnipro, 4*9107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: ferrosplav@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, 1, Ac. Starodubov sq., Dnipro, 49107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: slv_metal@ukr.net, ORCID ID: 0000-0002-2614-0322
Annotation. Formulation of the problem. One of the main tasks of modern metal science is the creation of scientific bases for controlled direction of the processes of structure formation in metals in order to achieve the best combination of the complex properties of finished products. Purpose. Investigation of the kinetics of the decay of austenite, as well as the regularities in the formation of the structure of C82DCr 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 alloyed chromium steel C82DCr (EN ISO 16120-2: 2011) was constructed, during cooling from a temperature of 1040 °C. When constructing the CCTD, 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 C82DCr on the Stelmor line in the flow of a continuous fine-wire mill 320/150.
Keywords: kinetics of austenite transformation; structure; wire rod; high-carbon steel; cooling rate
Введение и постановка проблемы.
В последнее время существенно вырос спрос на высокопрочный бунтовой прокат из углеродистых сталей, который в последующем подвергается холодной пластической деформации с большими степенями обжатия. Такой металл в большинстве случаев используется при производстве различных изделий высокой
прочности (арматурные и стальные канаты, холоднодеформированная арматура
периодического и гладкого профилей, пружинная проволока, металлокорд, проволока для рукавов высокого давления и сердечников сталеалюминиевых
неизолированных проводов, стальная строительная фибра и др.). Указанная тенденция обусловлена постоянной
модернизацией парка волочильного оборудования, совершенствованием
технологических схем изготовления метизной продукции и направлена на повышение производительности и снижение материальных затрат производственного процесса.
Предыдущие исследования [1; 2] свидетельствуют о том, что наиболее перспективным направлением повышения прочности стальных изделий является деформационное упрочнение металла в процессе холодной пластической деформации. Это позволяет в зависимости от исходного диаметра проката и степени суммарного обжатия достигать временного сопротивления проволочной заготовки более 1 500 МПа. Максимально достигнутый уровень показателей прочности, например, при производстве термически упрочненного сортового проката, сегодня составляет не более 1 500 МПа, однако при этом структура стали состоит из кольцевых зон продуктов распада аустенита, которые образованы по различным механизмам его превращений. В свою очередь, структурная неоднородность вызывает нестабильность механических свойств проката, следовательно,
обеспечение однородной структуры продуктов распада аустенита и деформационное упрочнение
высокоуглеродистой стали является перспективным направлением,
обеспечивающим получение
высококачественной металлопродукции.
Высокоуглеродистые стали перлитного класса постоянно привлекают внимание исследователей, поскольку на практике использованы не все возможные резервы повышения их прочности. Известно, что структура стали, состоящая
преимущественно из сорбитообразного перлита, позволяет обеспечить
формирование наилучшего сочетания показателей прочности и пластичности металла [1; 2].
Одной из главных задач современного металловедения является создание научных основ контролируемого управления
процессами структурообразования в металлах с целью достижения наилучшего сочетания комплекса свойств готовых изделий. До недавнего времени считалось, что для производства высокопрочной холоднодеформированной металлопродукции формирование
равномерно распределенного
сорбитообразного перлита в структуре бунтового проката можно достичь только в условиях изотермического распада аустенита - при проведении энергозатратной операции патентирования с отдельного нагрева. Однако работы [3; 4] показали возможность достижения требуемого результата при непрерывном охлаждении проката на линии Стелмор в потоке мелкосортнопроволочных станов.
Как известно, одним из требований к качеству бунтового проката из высокоуглеродистой стали является соответствие его структуры в состоянии поставки нормативной документации. Так, к примеру, по EN ISO 16120-4:2011 в бунтовом прокате предельное значение неразличимого перлита при кратности увеличения х500 должно составлять не менее 75 %, а по национальному стандарту ДСТУ 3683-98 - не менее 50 % [5].
Количество и степень дисперсности перлита в структуре стали зависит от скорости охлаждения и температуры, при которой происходит распад аустенита. К главным способам достижения требуемой степени дисперсности перлита можно отнести: повышение устойчивости переохлажденного аустенита за счет ввода легирующих или микролегирующих элементов, а также увеличение интенсивности воздушного охлаждения проката на линии Стелмор.
В настоящее время бунтовой прокат из высокоуглеродистой стали с
дополнительным вводом легирующих элементов используется при производстве высокопрочных стальных арматурных канатов и проволочной арматуры классов прочности 1670, 1770 и 1860 МПа.
Следует отметить, что при разработке эффективных режимов охлаждения
бунтового проката необходимо учитывать процессы динамической рекристаллизации и формирования субструктуры горячей деформации металла перед началом его охлаждения [6; 7]. С целью выявления возможного влияния на величину аустенитного зерна и кинетику распада аустенита температуру нагрева исследуемых образцов стали выбрали на 90.. .170 °С выше традиционно используемых при построении ТКД [8-11].
Цель работы - исследование особенностей кинетики распада аустенита, а также закономерностей формирования
Сг
структуры стали C82D при непрерывном охлаждении с различными скоростями от повышенной температуры нагрева.
Химический состав стали i
Материал и методика исследования.
Для проведения исследований использованы образцы, отобранные от промышленной партии бунтового проката диаметром
Cr
11,0 мм из стали C82D , химический состав которой приведен в таблице 1.
Контроль фазовых превращений осуществляли при помощи метода дифференциально-термического анализа на натурных образцах бунтового проката с использованием хромель-алюмелевых
термопар, зачеканенных в центральную часть образцов [9]. Металлографический анализ проводили на оптических световых микроскопах («Neophot-32» и «Axiovert M200 MAT») в соответствии с требованиями ГОСТ 8233-56 и EN 161201:2011.
Таблица 1
Химический состав, % масс.
С Mn Si P S Cr V Ni Cu N
0,83 0,75 0,19 0,011 0,003 0,27 0,003 0,04 0,10 0,006
Результаты исследований и их обсуждение. Результаты исследований
Сг
кинетики распада аустенита стали C82D
при непрерывном охлаждении с различными скоростями обобщены и представлены в виде ТКД на рисунке 1.
Рис. 1. Термокинетическая диаграмма распада аустенита стали С82Б г при непрерывном охлаждении с различными скоростями
Критические точки А1 и Аст исследуемой стали определяли как среднее арифметическое по результатам трех измерений, значения которых составили 728 °С и 832 °С соответственно. При изучении особенностей кинетики распада
Сг
аустенита стали C82D температура нагрева исследуемых образцов превышала традиционно используемые для построения ТКД на 90.170 °С и составляла 1 040 °С.
Известно, что при охлаждении заэвтектоидных сталей из пересыщенного углеродом аустенита выделяется цементит вторичный, количество и характер выделения которого зависят от условий нагрева и скорости последующего охлаждения [12].
При охлаждении исследуемых образцов со скоростями 17 °С/с и менее распад переохлажденного аустенита начинается с
Cr
выделения вторичного цементита по границам аустенитных зерен. При минимальной скорости охлаждения (0,07 °С/с) выделение цементита вторичного по границам аустенитных зерен происходит в интервале температур
807.. .721 °С (рис. 2).
Рис. 2. Структура (*500) стали С82ВСг после нагрева до 1 040 °С и охлаждения со скоростью 0,07 °С/с
При повышении скорости охлаждения интервал температур выделения цементита вторичного увеличивается и при скорости 2,3 °С/с достигает максимального значения. При этом температура начала и конца его выделения постепенно снижается. При скорости охлаждения 0,09 °С/с начало выделения цементита вторичного соответствует температуре 800 °С, а окончания - 720 °С. При скорости охлаждения 10 °С/с образование цементита вторичного начинается при температуре 710 °С, а прекращается при 600 °С. Обрывки цементита вторичного, выделившегося по границам аустенитных зерен, в процентном соотношении фаз составляют не более 1,0 %.
а б в
Рис. 3. Структура (*500) стали С82ВСг после нагрева до 1040 °С и непрерывного охлаждения с различными скоростями: а - 0,07 °С/с; б - 0,09 °С/с; в - 0,8 °С/с
При скоростях охлаждения
0,07.1,8 °С/с распад переохлажденного аустенита протекает по диффузионному механизму с образованием перлита различной степени дисперсности.
При минимальной скорости охлаждения 0,07 °С/с образование перлита начинается при 680 °С, а заканчивается при 668 °С. В этом случае структура образцов состоит из ~ 72 % сорбитообразного перлита и 28 % перлита 2.6 балла по ГОСТ 8233-56 (рис. 3, а).
При скорости охлаждения 0,09 °С/с начало распада переохлажденного аустенита по диффузионному механизму происходит при температуре 675 °С, а заканчивается при 665 °С. Структура стали состоит из ~ 75 % сорбитообразного перлита и 25 % перлита
2.6 балла (рис. 3, б). Повышение скорости охлаждения до 0,8 °С/с приводит к снижению температуры начала перлитного превращения, а образование перлита начинается при 621 °С.
Тепло фазовых превращений приводит к тому, что диффузионный распад аустенита заканчивается при температуре 631 °С.
Сг
Структура стали С82D , охлажденной со скоростью 0,8 °С/с, состоит из ~ 82 % сорбитообразного перлита и 18 % перлита 2.6 балла (рис. 3, в).
При переходе через граничное значение скорости охлаждения 1,8 °С/с наблюдается принципиальное изменение кинетики распада переохлажденного аустенита: перлитное превращение начинается при температуре 621 °С, при этом продолжает
выделяться тепло фазовых превращений. Диффузионный распад аустенита заканчивается при температуре 610 °С, очевидно, потому, что количество тепла, отводимого при охлаждении, превышает количество тепла рекалесценции.
При температуре 510 °С оставшийся аустенпт распадается по промежуточному
механизму с образованием бейнита, а при температуре распада 221 °С образуется
Сг
мартенсит. Структура стали С82D состоит из ~ 97 % сорбитообразного перлита, 2 % бейнита, а также ~ 1 % цементита вторичного, мартенсита и аустенита остаточного (рис. 4, а).
где Рис. 4. Структура (*500) стали С82ВСг после нагрева до 1 040 °С и непрерывного охлаждения с различными скоростями: а - 1,8 °С/с; б - 4,4 °С/с; в - 10 °С/с; г - 17 °С/с; д - 28 °С/с; е - 41 °С/с
В интервале скоростей охлаждения 2,3.17 °С/с распад аустенита протекает по различным механизмам: в интервале температур 620.531 °С происходит частичное диффузионное превращение, которому предшествует выделение цементита вторичного, а при более низких температурах образуются бейнит и мартенсит, кроме того, присутствует аустенит остаточный.
Для указанного интервала с повышением скорости охлаждения количество продуктов распада,
образующихся по диффузионному механизму, уменьшается, а по промежуточному и сдвиговому -увеличивается. Так, при скорости охлаждения 2,3 °С/с структура стали С82D г состоит из ~ 96 % перлита, 3 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный; при охлаждении со скоростью
4,4 °С/с - из - 85 % перлита, 10 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный (рис. 4, б).
При скорости охлаждения 2,3 °С/с за счет тепла рекалесценции разница температур начала и окончания перлитного превращения достигает максимума (22 °С). При скорости охлаждения 5,3 °С/с структура
Сг
стали С82D состоит из - 80 % перлита, 12 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный; при скорости охлаждения 10 °С/с - из - 70 % перлита, 15 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный (рис. 4, в); при скорости охлаждения 17 °С/с - из - 60 % перлита, 20 % бейнита, остальное -мартенсит и аустенит остаточный (рис. 4, г).
Распад аустенита с образованием перлита, бейнита и мартенсита без предшествующего выделения цементита
вторичного происходит в интервале скоростей охлаждения 20.49 °С/с.
При охлаждения образцов со скоростью 28 °С/с перлит образуется в интервале температур 568.528 °С, дальнейший распад аустенита по промежуточному механизму проходит в интервале температур 490.190 °С, далее протекает мартенситное превращение. В этом случае структура стали
Сг
С82D состоит из ~ 15 % перлита (троостита), 22 % бейнита, оставшееся -мартенсит и аустенит остаточный (рис. 4, д).
В интервале скоростей охлаждения 41.211 °С/с количество продуктов распада аустенита, образующихся по
промежуточному механизму, постепенно уменьшается. При скорости охлаждения 41 °С/с диффузионный распад аустенита протекает в интервале температур
518.490 °С, после чего из не распавшегося аустенита образуется бейнит, а затем мартенсит, кроме того, имеется аустенит остаточный.
Структура образцов стали С82DСr состоит из ~ 2 % перлита, 12 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный (рис. 4, е). При скоростях охлаждения 49.211 °С/с распад аустенита протекает по промежуточному и сдвиговому механизмам. При скорости охлаждения 49 °С/с бейнит образуется в интервале температур 485.190 °С, ниже которого протекает мартенситное превращение.
Сг
Структура стали С82D состоит из ~ 10 % бейнита, остальное - мартенсит и аустенит остаточный.
а б
Рис. 5. Структура (*500) стали С82БСг после нагрева до 1040 °С и непрерывного охлаждения с различными скоростями: а - 76 °С/с; б - 128 °С/с
При охлаждении образцов со скоростью 76 °С/с бейнит образуется в интервале температур 482.190 °С, затем происходит мартенситное превращение. Количество бейнита в структуре стали в процентном соотношении фаз составляет не более 4 % (рис. 5, а). При скорости охлаждения 84 °С/с промежуточный механизм распада аустенита начинается при 475 °С, а при температуре 183 °С - протекает мартенситное превращение. Структура стали С82DСr идентична структуре образцов, охлажденных со скоростью 76 °С/с. При охлаждении со скоростью 128 °С/с температура начала бейнитного
превращения значительно снижается, распад аустенита происходит в интервале температур 400.162 °С, после чего образуется мартенсит; кроме того,
присутствует аустенит остаточный (рис. 5, б).
Минимальная скорость охлаждения, при которой распад аустенита начинается в точке Мн, соответствует 210 °С/с. Охлаждение с такой скоростью приводит к образованию игольчатого мартенсита 6.8-го балла по ГОСТ 8233-56. Мартенситное превращение начинается при 150 °С и протекает вплоть до комнатной температуры. Поскольку точка Мк находится в области отрицательных температур, в исследуемых образцах при комнатной температуре сохраняется от 2 до 4 % аустенита остаточного.
Сопоставительный анализ ТКД исследуемой стали C82DCr с борсодержащей сталью С86D [3], химический состав которой приведен в таблице 2, показал, что
Сг
сталь C82D имеет практически границам аустенитных зерен: для стали
идентичный со сталью С86D интервал C82DCr - 0,07.17 °С/с, а для стали С86D -
скоростей охлаждения, в котором началу 0,08 .19 °С/с. перлитного превращения предшествует выделение цементита вторичного по
Таблица 2
Химический состав борсодержащей стали С86Р_
Химический состав, % масс.
С Мп Si Р S Сг № Си N В
0,88 0,68 0,18 0,01 0,003 0,03 0,06 0,12 0,007 0,0012
Сг
Сталь C82D имеет несколько меньшие значения верхней (211 °С/с) и нижней (1,8 °С/с) критических скоростей охлаждения в сравнении со сталью С86D (228 °С/с и 19 °С/с соответственно). Снижение критических скоростей охлаждения для стали C82DCr обусловлено повышением устойчивости аустенита за счет дополнительного ввода в сталь хрома (0,27 %), а также (и) повышением температуры нагрева на 40 °С перед началом непрерывного охлаждения.
Анализ ТКД стали C82DCr свидетельствует о том, что при повышении скорости охлаждения количество сорбитообразного перлита возрастает. С ростом температуры нагрева и последующей скорости охлаждения происходит снижение критической точки Аг1, в результате чего повышается степень дисперсности перлита. Это обусловлено не только степенью переохлаждения аустенита при непрерывном охлаждении, но также повышением скорости изменения переохлаждения, которая представляет собой не что иное как фактическую скорость распада аустенита. Принимая во внимание вышеприведенные данные о влиянии повышения скорости охлаждения на количество образующегося перлита, в том числе и сорбитообразного перлита, вклад скорости охлаждения следует рассматривать с учетом одновременного повышения степени дисперсности перлита, который оценивается по шкале 1 ГОСТ 8233-56 и идентифицируется как перлит 1-го балла.
Таким образом, установлены интервалы скоростей охлаждения, когда: распад аустенита происходит по диффузионному
механизму с образованием перлита различной степени дисперсности
(0,07.1,8 °С/с); распаду аустенита предшествует образование цементита вторичного в количестве не более 1 % в виде отдельных участков по границам перлитных зерен (0,07.17 °С/с); распад аустенита происходит по диффузионному, промежуточному и сдвиговому механизмам (1,8.211 °С/с); образуется игольчатый мартенсит 6.8 балла и имеется аустенит остаточный в количестве от 2,0 до 4,0 % в виде прослоек между мартенситными иглами (> 211 °С/с). При скоростях охлаждения 0,8; 2,3 и 4,4 °С/с выделение тепла рекалесценции приводит к тому, что температура окончания перлитного превращения поднимается выше
температуры начала распада аустенита. Максимальный эффект повышения температуры окончания диффузионного распада (22 °С) наблюдается при скорости охлаждения 4,4 °С/с.
Следовательно, для формирования в промышленных условиях в структуре
Сг
проката из стали C82D перлита с наилучшей степенью дисперсности целесообразно использовать в
межкритическом интервале такую скорость охлаждения аустенита, при которой образуется сорбитообразный перлит с наименьшим межпластиночным
расстоянием. При этом температура виткообразования проката на линии Стелмор должна быть не менее 1 040 °С, дальнейшее ускоренное воздушное охлаждение витков металла на транспортере следует проводить со скоростью не менее 17 °С/с до интервала температур 570.540 °С с последующей
квазиизотермической выдержкой под теплоизоляционными крышками. Такой режим охлаждения обеспечит распад аустенита по диффузионному механизму с образованием максимального возможного количества сорбитообразного перлита в структуре бунтового проката.
Установленные особенности распада аустенита при непрерывном охлаждении
Сг
стали C82D с различными скоростями позволили научно обосновать режимы охлаждения бунтового проката на линии Стелмор в потоке непрерывного мелкосортнопроволочного стана 320/150. Металлографический анализ показал, что микроструктура бунтового проката, изготовленного по разработанному режиму
Сг
охлаждения из стали C82D , содержит - 92 % сорбитообразного перлита и 8 % перлита 2.3-го балла по шкале ГОСТ 823356. Оценка цементитной сетки по эталонам структур шаблона III стандарта № А 04-114 показала соответствие классу А (полное отсутствие) для проката диаметром 8,0; 10,0; 11,0; 12,0 мм и в нескольких случаях классу В (следы цементита) для диаметра проката 12,0 мм.
Выводы. Изучена кинетика распада аустенита и закономерности формирования
Сг
структуры хромсодержащей стали С82D , нагретой до температуры 1 040 °С и
подвергнутой непрерывному охлаждению с различной скоростью. Результаты исследований обобщены и представлены в виде ТКД.
Установлены интервалы скоростей охлаждения, когда можно получить различные продукты распада аустенита, обеспечивающие различное соотношение
Сг
структурных составляющих стали С82D .
Обоснованы наиболее эффективные интервалы скоростей воздушного охлаждения, которые позволяют обеспечить формирование не менее 90 % сорбитообразного перлита в структуре проката из данной стали, исключить выделение избыточной фазы (цементит вторичный), а также появление структур, образующихся по промежуточному и сдвиговому механизмам.
Разработаны режимы охлаждения бунтового проката из стали С82DСr на транспортере линии Стелмор в потоке непрерывного мелкосортнопроволочного стана 320/150, обеспечивающие получение микроструктуры бунтового проката, состоящей - из 92 % сорбитообразного перлита и 8 % перлита 2.3 балла по ГОСТ 8233-56, а также отсутствие цементитной сетки в прокате различных диаметров.
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ
1. Парусов В. В. Теоретические и технологические основы производства высокоэффективных видов катанки : монография / В. В. Парусов, А. Б. Сычков, Э. В. Парусов. - Днепропетровск : АРТ-ПРЕСС, 2012. - 376 с.
2. Разработка технологии производства высокоуглеродистой катанки для ее энерго- и ресурсосберегающей переработки на метизном переделе / В. В. Парусов, Э. В. Парусов, А. Б. Сычков, И. В. Деревянченко, Р. Р. Пришляк, Л. В. Сагура // Строительство, материаловедение, машиностроение : сб. науч. тр. - Днепропетровск : ПГАСА, 2010. - Вып. 53. - С. 146-152. - (Стародубовские чтения 2010).
3. 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.
4. Development of energy- and resource-saving production technology of high-strength strands / Parusov E. V., Parusov 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.
5. 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.
6. 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).
7. О влиянии дислокационной субструктуры горячей деформации и микродобавок бора на формирование пластинчатого перлита в процессе непрерывного охлаждениябунтового проката / Э. В. Парусов, С. И. Губенко, А. Б. Сычков, Л. В. Сагура // Металознавство та термiчна обробка метал1в. - 2016. - № 3. - С. 40-46.
8. Парусов Э. В. Влияние температуры аустенитизации на дисперсность перлита углеродистой стали / Э. В. Парусов, В. В. Парусов, Л. В. Сагура // Металознавство та термiчна обробка металiв. - 2015. - № 2. -С. 14-18.
9. 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.
10. 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.
11. Луценко В. А. Особенности распада аустенита стали 90 в изотермических и термокинетических условиях /
B. А. Луценко // Металознавство та термiчна обробка металiв. - 2008. - № 1. - С. 76-82.
12. Гуляев А. П. Металловедение / А. П. Гуляев. - 6-е изд., перераб. и доп. - Москва : Металлургия, 1986. - 542 с.
REFERENCES
1. Parusov V.V., Sychkov A.B. and Paruso E.V. Teoreticheskiye i texnologicheskie osnovy proizvodstva vysokoeffektivnyx vidov katank. [Theoretical and technological foundations for the production of highly efficient wire rod types]. Dnepropetrovsk: ART-PRESS, 2012, 376 р. (in Russian).
2. Parusov V.V., Parusov E.V., Sychkov A.B., Derevyanchenko I.V., Prishlyak R. R. and Sagura L.V. Razrabotka texnologii proizvodstva vysokouglerodistoj katanki dlya ee energo- i resursosberegayushhej pererabotki na metiznom peredele. [Development of the technology for the production of high-carbon wire rod for its energy and resource-saving processing at the hardware division]. Stroitelstvo. Materialovedenie. Mashinostroenie [Construction. Materials Science. Mechanical Engineering]. Starodubovskye chtenyya 2010 [Proceedings in memory of Starodubov 2010]. Dnepropetrovsk: PGASA, 2010, iss. 53, pp. 146-152. (in Russian).
3. 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.
4. Parusov E.V., Parusov V.V., Sagura L.V., Derevyanchenko I. V., Dolgiy S.V., Gremechev S.A. and Demyano-va L.I. Development of energy- and resource-saving production technology of high-strength strands. Metallurgical and Mining Industry. 2016, no. 5, pp. 100-104.
5. Parusov E.V. Trebovaniya. Pred''yavlyaemyye k katanke dlya proizvodstva vysokoprochnoj kanatnoj armatury. [Requirements for wire rod for the production of high-strength cable rope]. Teoriya i praktika metallurgii [Theory and practice of metallurgy]. 2014, no. 1-2, pp. 67-70. (in Russian).
6. Parusov E.V., Gubenko S.I., Sychkov A.B., Chujko I.N. and Sagura 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. Materialovedenie. Mashinostroyenie [Construction. Materials Science. Mechanical Engineering]. Starodubovskye chtenyya 2016 [Proceedings in memory of Starodubov 2016]. Dnepropetrovsk, 2016, iss. 89, pp. 137-143. (in Russian).
7. Parusov E.V., Gubenko S.I., Sichkov A.B. and Sagura L.V. O vliyanii dislokacionnoj substruktury goryachej deformacii i mikrodobavok bora na formirovanie plastinchatogo perlita v processe nepreryvnogo oxlazhdeniya buntovogo prokata [On the influence of the dislocation substructure of hot deformation and boron micronutrients on the formation of plate perlite in the process of continuous cooling]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Metallurgical Science and Thermal Treatment of Metals]. 2016, no. 3, pp. 40-46. (in Russian).
8. Parusov E.V., Parusov V.V. and Sagura L.V. Vliyaniye temperatury austenitizatsii na dispersnost perlita uglerodistoj stali [Effect of austenitization temperature on the dispersion of carbon steel perlite]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Metallurgical Science and Thermal Treatment of Metals]. 2015, no. 2, pp. 14-18. (in Russian).
9. Klimenko A.P., Karnaukh A. I., Burya A.I. and Sytar V.I. Differencialno-termicheskij analiz i texnologii termicheskoj obrabotki [Differential thermal analysis and heat treatment technologies]. Dnepropetrovsk: Porogi, 2008, 323 p. (in Russian).
10. Popov A.A. Prevrashchenie austenita pri nepreryvnom oxlazhdenii [Austenite transformation under continuous cooling]. Fazovye prevrashheniya v zhelezouglerodistyx splavax [Phase transformations in iron-carbon alloys].Moskva: Mashgiz, 1950, pp. 136-159. (in Russian).
11. 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 [Metallurgical Science and Thermal Treatment of Metals]. 2008, no. 1, pp. 76-82. (in Russian).
12. Gulyaev A.P. Metallovedenie [Metallurgical Science]. ed. 6, Moskva: Metallurgiya, 1986, 542 p. (in Russian).
Рецензент: Башев В. Ф .д-р ф1з.-мат. наук, проф.
Надшшла до редколеги: 10.11.2017 р. Прийнята до друку: 22.11.2017 р.
