CC BY
14
УДК 669.112.227.1[669.15-194]:669-158
DOI: 10.30838/J.BPSACEA.2312.170118.34.38
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,
5*
САГУРА Л. В. , канд. техн. наук
'Институт чорно! металургй iM. З. I. Некрасова Национально! академл наук Укра!ни, пл. Академика Стародубова, 1, Дншро, 49107, Украша, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2Нацюнальна металургийна академия Укра!ни, пр. Гагарина, 4, Днипро, 49600, Украша, тел. +38 (056) 374-83-57, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Укра!нський державний химико-технолопчний университет, пр. Гагарина 8, Дншро, 49005, Укра!на, тел. +38(056) 778-26-41, e-mail: [email protected]
41нститут чорно! металургй им. З. I. Некрасова Национально! академл наук Укра!ни, пл. Академика Стародубова, 1, Дншро, 4*9107, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 !нстшут чорно! металургй им. З. I. Некрасова Национально! академл наук Украши, пл. Академика Стародубова, 1, м. Дншро, 49107, Украша, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], 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 аустениу за безперервного охолодження мае велике практичне значення. Мета - вивчення особливостей кинетики розпаду аустенггу и встановлення закономирностей формування структури стали C82DCrV за безперервного охолодження з ризними швидкостями вид шдвищених температур попереднього нагриву. Результати. Вивчено кинетику перетворень и побудовано термокшетичну диаграму (ТКД) розпаду переохолодженого аустениу стали C82DCrV (EN ISO 16120-2:2011), леговано!' хромом и ванадием, вид температури нагриву 1 040° С. Для побудови ТКД застосовано метод диференцшно-термичного анализу, з використанням еталонного зразка. Встановлено найбшьш ефективш штервали швидкостей повиряного охолодження, яки дозволяють забезпечити формування не менше 90 % сорбитоподибного перлиту в структури прокату, виключити видшення надлишково! фази (цементит вторинний) и структур, що утворюються за промгжним и зсувним механизмами. Результати дослиджень промислово впровадженш для розроблення науково обгрунтованого режиму охолодження бунтового прокату диаметром 8,0...12,0 мм зи стали C82DCrV на лшп Стелмор у потощ 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,
5*
САГУРА Л. В. , канд. техн. наук
1Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, Днипро, 49107, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4560-2043 2Национальная металлургическая академия Украины, кафедра материаловедения им. Ю. Н. Тарана-Жовнира, пр. Гагарина, 4, Днипро, 49600, Украина, тел. +38 (056) 374-83-57, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0001-5427-1154 3Украинский государственный химико-технологический университет, пр. Гагарина 8, Днипро, 49005, Украина, тел. +38(056) 778-26-41, e-mail: [email protected]
4Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, .Днипро, 49107, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4753-614X 5*Институт черной металлургии им. З. И. Некрасова Национальной академии наук Украины, пл. Академика Стародубова, 1, Днипро, 49107, Украина, тел. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], 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, Ph. D, Senior Researcher, CHUIKO I. N.4, Ph. D, SAHURA L. V.5*, Ph. D,
'Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro, 49107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4560-2043
2National Metallurgical Academy of Ukraine, Gagarin Ave., 4, Dnipro, 49600, Ukraine, tel. +38 (056) 374-83-57, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0001-5427-1154
3Ukrainian State University of Chemical Technology, Gagarin Ave., 8, Dnipro, 49005, Ukraine, tel. +38(056) 778-26-41, e-mail: [email protected]
4Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro, 49107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], ORCID ID: 0000-0002-4753-614X
5 Iron and Steel Institute named Z. I. Nekrasov of the National Academy of Science of Ukraine, sq. Ac. Starodubov, 1, Dnipro, 49107, Ukraine, tel. +38 (056) 776-82-28, e-mail: [email protected], 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 дослщжень пов'язаш з тим, що в процес охолодження зниження температури в р1зних зонах дослщжуваних 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, вщм1чають штервали, а також вказують температури початку 1 закшчення фазового перетворення. Таю д1аграми зручш для практичного використання 1 дозволяють 1з максимальною достов1ршстю визначити температуры штервали фазових перетворень 1 структуру металопрокату за охолодження в реальних промислових умовах.
У заруб1жнш практищ деяю дослщники для побудови т1е! чи шшо! д1аграми розпаду аустешту використовують натурш зразки, на вщмшу вщ 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 1з вуглецевих сталей, який тддаеться холоднш пластичнш деформаци з великими ступенями обтиску. Такий металопрокат, у бшьшосп випадюв, використовуеться в бу-д1вельнш шдустри 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! продукци, 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 до-сягти ефективного тдвищення класу мщносп бунтового прокату з використанням тепла прокатного нагр1ву можливо в раз1 додат-кового введення у сталь карбщотв1рних елеменпв - хрому 1/або ванад1ю [11]. Анал1з техшчно! лггератури з вивчення процеав 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 кшетики розпаду аустешту 1 за-коном1рностями формування структури в рацюнальних штервалах швидкостей безпе-рервного охолодження металу з прокатного нагр1ву.
З огляду на зростаючий св1товий попит на високомщний 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! технологи виробництва бунтового прокату з пщвищеними пока-зниками мщносп дозволить вступити в кон-курентну боротьбу з шоземними виробни-ками 1 пдно представляти нацюнальну ме-талопродукщю на св1тових ринках збуту.
Мета дослщження вивчення особливостей кшетики розпаду аустешту 1 встановлення законом1рностей формування структури стал1 C82DCrV за безперервного охолодження з р1зними швидкостями вщ пщвищених температур попереднього нагр1ву.
Матер1ал 1 методика досл1дження. Для
проведення дослщжень використано зразки вщ промислово! парти бунтового прокату
• • CrV • •
дlaмeтpом 11,0 мм стал! C82D , xmiHRrä жлад яко'1 нaвeдeно в тaблицl 1.
За аналог!ею з нpaцeю aвтоpiв [7] тeмнepaтypy нaгplвaння зpaзкlв для по6удови ТКД вибpaли на 90...170° С вищe в!д тиx, що тpaдицlйно викоpиcтовyютьcя на нpaктицl [4-7]. Teмпepaтypa нaгplвy зpaзкlв cтaновилa 1 040 °С. Фaзовl нepeтвоpeння доcлiджyвaли за допомогою мeтодy
дифepeнцlйно-тepмlчного aнaлiзy на нaтypниx зpaзкax 6унтового ^окату з викоpиcтaнням xpомeль-aлюмeлeвиx
тepмонap, зaкapбовaниx у цeнтpaльнy чacтинy зpaзкlв [5]. Meтaлогpaфlчний aнaлlз нpоводили на оптичниx cвlтловиx мlкpоcконax (Neophot-32 i Axiovert M200 MAT) у вlдновlдноcтl з вимогами ГОСТ 8233-56 i EN 16120-1:2011.
Таблиця 1
ХМчний склад стали CS2D (EN ISO 16120-2:2011)
Х1м1чний cклaд, % ма^
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 дocлiджень та ïx
o6roBopeHHH. Рeзyльтaти доcлlджeнь • • • CrV
кlнeтики pознaдy aycтeнlтy cтaлl C82D за бeзнepepвного оxолоджeння з piзними швидкоcтями yзaгaльнeнl i нaвeдeнl у вигляд! TKД на pncyrny 1.
Kpитичнl точки А1 i Асш cтaлl, що доcлlджyвaлacь, визнaчeнl як cepeдне apифмeтичнe за peзyльтaтaми тpьоx вимlplв, знaчeння якиx ^лали 731 °С i 832 °С в1дпов!дно. П1д чac вивчeння оcобливоcтeй
CrV
pознaдy aycтeнlтy cтaлl C82D тeмпepaтypa нaгplвy зpaзкlв cтaновилa 1 040 °С.
В1домо, що у paзi оxолоджeння зaeвтeктоïдниx cтaлeй з пepecичeного вyглeцeм aycтeнlтy видlляетьcя цeмeнтит втоpинний, кlлькlcть 1 xapaктep видlлeння якого зaлeжaть в!д умов нaгplвaння 1 швидкост! подальшого оxолоджeння [2].
У випадку оxолоджeння доcлlджyвaниx зpaзкlв з! швидкоcтями 5 °C/c 1 мeншe pоз-пад нepeоxолоджeного aycтeнlтy починаеть-cя з видlлeння втоpинного цeмeнтитy по мeжax aycтeнlтниx зepeн. За м!н1мально'1 швидкоcтl оxолоджeння (0,09 °C/c) нepeтво-peння aycтeнlтy ночинaетьcя з вид^ння цeмeнтитy втоpинного в iнтepвaлi тeмнepa-тyp 810...700 °С.
На pиcyнкy 2 нaвeдeно xapaктepнy crpy-ктypy доcлlджyвaниx зpaзкlв, оxолоджeниx з! швидкlcтю 0,09 °C/c. Видlлeння pозipвaноï цeмeнтитноï clтки по мeжax зepeн у кшькю-ному виpaжeннl становить нe бlльшe 1,0 %. C^prne за вce, цe - наошдок лeгyвaння стал! xpомом 1 ванад!ем, як1, як в!домо, являють
cобою cильнl кapбlдотвlpнl eлeмeнти 1 мо-жуть yтвоpювaти кapбlди типу: VC, VN, CrN, Cr3C2 та ïx комнлeкcнl cнолyки [14].
У даному випадку вплив зaзнaчeниx лeгyючиx eлeмeнтlв на знижeння видlлeння надлишково'1 фази (цeмeнтит втоpинний) по мeжax aycтeнlтниx зepeн аналог!чний впливу боpy в cтaлl C86D [13] 1 C82DCr [7]. Додатковими фaктоpaми, як! можуть зумовлювати мaлe кlлькlcнe вид^ння надлишково'1 фази на мeжax зepeн, очeвидно, виcтyнaють: нlдвищeнa тeмнepaтypa нагр1ву, за яко! б!льш повно вiдбyвaетьcя гомогeнlзaцlя xlмlчного cклaдy
CrV
cтaлl C82D i зpоcтaння aycтeнlтниx зepeн, що cпоcтepiгaетьcя за тeмнepaтypи 975 ос.
За швидкоcтl оxолоджeння 0,11 °C/c тeмнepaтypний lнтepвaл видlлeння цeмeнтитy втоpинного нe змlнюетьcя 1 в!дпов!дае д!апазону 810...700 °С, а кlлькlcть цeмeнтитy втоpинного, що видlливcя на мeжax aycтeнlтниx зepeн, у нpоцeнтномy cнlввlдношeннl фаз cклaдaе мeншe 1,0 %.
В iнтepвaлi швидкоcтeй оxолоджeння 0,09...0,9 °C/c pознaд нepeоxолоджeного aycтeнlтy вiдбyвaетьcя за дифуз!йним мexaнlзмом з yтвоpeнням нepлlтy plзного cтyнeня диcнepcноcтl. За швидкост! оxолоджeння 0,09 °C/c yтвоpeння нepлlтy ночинaетьcя за тeмнepaтypи 658 °С, а зaкlнчyетьcя за тeмнepaтypи 646 °С.
CrV
Cтpyктypa cтaлl C82D пюля оxолоджeння з! швидкlcтю 0,09 °C/c мlcтить ~ 73 % cоpбiтоподiбного нepлlтy 1 27 % пepлiтy 2...6 бал!в (pиc. 3, а).
Рис. 1. Термоюнетична дiаграма розпаду аустенту cmcrni C82DCrVза безперервного охолодження
з р1зними швидкостями
початку 1 к1нця перетворень залишаються майже незмшними, так само як i температуры штервали видшення надлишково'1 фази (цементиту вторинного).
Пщ час переходу через граничне зна-чення швидкостi охолодження 0,9 °С/с спо-стерiгаeться принципова змiна кшетики розпаду аустешту: перлине перетворення по-чинаеться за температури 628 °С, при цьому продовжуе видшятися тепло фазових перетворень. Дифузшний розпад аустенiту заюн-чуеться за температури 640 °С, очевидно, тому, що юльюсть тепла, що выводиться пiд час охолодження, перевищуе юльюсть тепла рекалесценци [9]. За температури 550 °С ау-стенiт, що залишився, розпадаеться за про-мiжним механiзмом на бейнiт, а за температури розпаду 172 °С утворюеться мартенсит.
• CrV
Структура сталi C82D складаеться з ~ 93 % сорбiтоподiбного перлiту, 3 % бейнiту, менше 1 % цементиту вторинного, а також мартенситу i аустешту залишкового (рис. 4, а).
Рис. 2. Структура (х500) cmcmi C82D r тсля нагрiву до температури 1040 С i безперервного охолодження si швидюстю 0,09 °С/с
За швидкосп охолодження 0,11 °С/с, по аналоги зi швидюстю 0,09 °С/с, утворення перл^у починаеться за температури 658 °С, а заюнчуеться при 646 °С. Структура сталi
CrV •
C82D тсля охолодження складаеться з ~ 75 % сорбiтоподiбного перлiту i 25 % перлпу 2...6 балiв (рис. 3, б).
Для дослщжуваного iнтервалу швидкостей охолодження, в якому розпад переохолодженого аустешту вщбуваеться за дифузшним мехашзмом, температури
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 вид1лення цементиту вторинного, а за бшьш низьких температур утворюються бейшт, мартенсит, кр1м того, присутнш аустешт залишковий.
а б
Рис. 3. Структура (*500) сталi С820СгУ тсля нагрiву до температури 1 040 С i безперервного охолодження з рiзними 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 тсля 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
ПорГвняльний аналiз ТКД досшджувано'' стал C82DCrV зГ сталями C86D [13] i C82DCr [7], хГмГчний склад яких наведено в таблиц 2, показав, що для дослщжувано'' сталГ в понад 3,5 раза зменшуеться штервал швидкостей охолодження (5,0...0,09 °С/с), в якому початку перлГтного перетворення передуе видшення цементиту вторинного: для сталей C86D i C82DCr - це вщповщно 19...0,08 °С/с i 17.0,07 °С/с.
Дослджувана сталь C82DCrV мае бшьш низью значення верхньо'' (136 °С/с) i нижньо'' (0,9 °С/с) критичних швидкостей охолодження порГвняно зГ сталями C86D (228 °С/с; 19 °С/с) i C82DCr (211 °C/c; 1,8 °C/c) вщповщно. Зниження критичних
CrV
швидкостей охолодження для сталг C82D зумовлене бшьш значним тдвищенням стшкосп аустешту за рахунок додаткового введення в сталь хрому (0,15%) i ванадГю (0,05 %).
CrV
Аналгз ТКД сталг C82D свгдчить, що тд час пщвищення швидкосп охолодження кшькють сорбГтоподГбного перлГту зростае. З ростом температури нагрГву i подальшо'' швидкосп охолодження вщбуваеться зниження критично'' точки Ar1, в результат чого пщвищуеться стутнь дисперсносп перлГту. Це зумовлено не тшьки ступенем переохолодження аустешту за
безперервного охолодження, а й тдвищенням швидкосп змши
переохолодження, яка являе собою не що шше як фактичну швидкють розпаду аустешту. З урахуванням вищенаведених даних про вплив тдвищення швидкосп охолодження на кшьюсть перл1ту, який утворюеться, в тому чист 1
Хiмiчний склад
сорб1топод1бного перл1ту, внесок швидкосп охолодження слщ розглядати з урахуванням одночасного тдвищення ступеня дисперсносп перл1ту, який оцшюеться за шкалою 1 ГОСТ 8233-56 й щентиф1куеться як перл1т 1-го бала.
Таблиця 2
алей С86Б i С82ВСг
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 перлггних 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 тдвищення 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 дисперсност1 доцшьно використовувати в м1жкритичному 1нтервал1 таку швидюсть охолодження аустен1ту, за яко! утворюеться максимальна к1льк1сть 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 аустешту за дифузшним мехашзмом з утво-
ренням 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 потош 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 наведет у вигляд1 термок1нетично! д1аграми. Встановлено 1нтервали швидкостей охолодження, коли можна отримати р1зш продукти розпаду аустешту, що забезпечують р1зне стввщношення структурних складових стал1 C82DCrУ.
Обгрунтовано найб1льш ефективн1 1нте-рвали швидкостей пов1тряного охолодження, як1 дозволяють забезпечити формування в структур! те! стал1 не менше 90 % сорбь
топод1бного перл1ту, виключити видшення надлишково! фази (цементит вторинний), а також появу структур, що утворюються за пром1жним i зсувним мехашзмами. Розроб-лено режими охолодження бунтового про-
CrV
кату 3i сталi C82D на транспортерi лшп Стелмор в потоцi безперервного дрГ6носор-
тнодротового стану 320/150, щоб забезпечи-ти отримання мiкроструктури бунтового прокату, що складаеться з ~ 94 % сорб^опо-дiбного перлiту i 6 % перлiту 2...3-го бала за ГОСТ 8233-56, а також вщсутшсть цементи-тно! сiтки в прокат рiзного дiаметра.
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 технчного ушверситету Укра!ни "Кшвський полтгехшчний шститут". Сер1я : Машинобудування : зб. наук. пр. / Нац. техн. ун-т Укра!ни "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 Придншровсько! 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., 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.
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., Sahura L.V. Vliyaniye temperatury austenitizatsii na dispersnost'perlita uglerodistoy stali [Effect of austenitization temperature on the dispersion of carbon steel perlite]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Physical Metallurgy and Heat Treatment of Metals]. 2015, no. 2, pp .14-18. (in Russian).
2. Gulyaev A.P. Metallovedenie [Metallography]. Ed. 6, Moskva: Metallurgiya, 1986, 542 p. (in Russian).
3. Parusov E.V., Gubenko S.I., Sychkov A.B., Chujko I.N. and Sahura L.V. K voprosu o dislokacionno-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. Mashinostroenie [Construction, Materials Science, Mechanical Engineering]. Starodubovskie chteniya 2016 [Proceedings in memory of Starodubov 2016]. Pridnepr. gos. akad. str-va i arxitektury [Prydniprovs'ka State Academy of Civil Engineering and Architecture]. Dnepropetrovsk, 2016, iss. 89, pp. 137-143. (in Russian).
4. Klimenko A.P., Karnaukh A.I., Burya A.I. and Sytar V.I. Differentsialno-termicheskiy analiz i tekhnologii termicheskoy 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 izotermicheskikh i termokineticheskikh usloviyakh [Features of the decay of austenite of steel 90 under isothermal and thermokinetic conditions]. Metaloznavstvo ta termichna obrobka metaliv [Physical Metallurgy and Heat Treatment of Metals]. 2008, no. 1, pp. 76-82. (in Russian).
6. Parusov E.V., Sychkov A.B., Gubenko S.I., Dolgij S.V. and Sahura L. V. Obosnovanie parametrov reguliruyemogo okhlazhdeniya 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"]. Vestnik NTUU «KPI». Seriya mashinostroyeniye [Bulletin of NTUU "KPI". Machine building series]. 2016, no. 2 (77), pp. 62-70. (in Russian).
7. Parusov E.V., Gubenko S.I., Klimenko A.P., Chujko I.N. and Sahura L.V. Osobennosti kinetiki raspada austenita i zakonomernosti formirovaniya struktury stali S82DCr pri nepreryvnom ohlazhdenii [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 ohlazhdeniya 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 igornorudnayapromyshlennost' [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 armaturnyh 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: 25.12.2017 р.
