ІНСТИТУТ ЧОРНОЇ МЕТАЛУРГІЇ ІМ. З. И. НЕКРАСОВА

НАЦІОНАЛЬНОЇ АКАДЕМІЇ НАУК УКРАЇНИ

Борисенко Андрій Юрійович

УДК 621.771.25: 621.785.47

ОСОБЛИВОСТІ ФОРМУВАННЯ СТРУКТУРИ та ВЛАСТИВОСТЕЙ ВУГЛЕЦЕВИХ СТАЛЕЙ ПРИ ГАЗОПОВІТРЯНОМУ ОХОЛОДЖЕННІ та РОЗРОБКА ЕКОЛОГІЧНО ЧИСТОЇ ТЕХНОЛОГІЇ ТЕРМІЧНОЇ ОБРОБКИ ДРОТУ ДЛЯ ВИГОТОВЛЕННЯ ПОРШНеВих КІЛЕЦЬ

Спеціальність 05.16.01

”Металознавство та термічна обробка металів”

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата технічних наук

Дніпропетровськ – 2003

Дисертацією є рукопис

Робота виконана в Інституті чорної металургії ім. З. І. Некрасова

Національної академії наук України, м. Дніпропетровськ

Науковий керівник: доктор технічних наук, доцент Левченко Г. В.,

Інститут чорної металургії ім. З.І. Некрасова НАН України, завідувач відділом проблем структуроутворення і властивостей чорних металів.

Офіційні опоненти: доктор технічних наук, професор Парусов В. В.,

Інститут чорної металургії ім. З. І. Некрасова НАН України, завідувач відділом термічної обробки металу для машинобудування;

кандидат технічних наук Сухомлін Г. Д.,

Державний науково-дослідний і конструкторсько-технологічний інститут трубної промисловості ім. Я. Є. Осади, старший науковий співробітник.

Провідна установа: Національна металургійна академія України

Міністерства освіти і науки України, кафедра

термічної обробки металів (м. Дніпропетровськ)

Захист відбудеться ”_05_” __грудня_ 2003 р. о 1400 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради К 08.231.01 Інституту чорної металургії ім. З. І. Некрасова НАН України за адресою: 49050, м. Дніпропетровськ, пл. Академіка Стародубова, 1

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Інституту чорної металургії ім. З. І. Некрасова за адресою: 49050, м. Дніпропетровськ, пл. Академіка Стародубова, 1

Автореферат розісланий ”30” жовтня 2003 р.

В.о. вченого секретаря

спеціалізованої вченої ради К 08.231.01 І.Ю.Приходько

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність роботи. Нині підприємства країн СНД і провідні закордонні фірми, які виробляють дріт для виготовлення сталевих канатів, металокорду, пружин, струн і ін. виробів, широко застосовують класичний процес патентування з застосуванням розплавів свинцю чи селітри як охолоджуючих середовищ і подальшим травленням поверхневої окалини в розчинах кислот. Патентування, як попередня чи проміжна термообробка, за рахунок формування структури дрібнодисперсного перліту (сорбіту) визначає здатність сталі до подальшої холодної пластичної деформації. Однак використання в існуючому традиційному способі патентування екологічно шкідливих і дорогих матеріалів створює значні проблеми виробництва металовиробів (метизного виробництва). Для їхнього вирішення потрібна була розробка альтернативних способів формування сорбітної мікроструктури. Одним із яких може бути спосіб газового патентування, коли охолоджуючим середовищем використовується високошвидкісний газовий потік.

Однак відсутність відомостей про процеси структуроутворення і формування властивостей вуглецевої сталі при газовому охолодженні не дозволяє розробити технологічні основи і здійснити практичну реалізацію способу газового патентування.

У зв’язку з цим, представлена робота, що спрямована на вивчення закономірностей протікання фазових перетворень в сталі при використанні газового потоку як охолоджуючого середовища і визначення технологічних параметрів газового патентування заготовки різного марочного і розмірного сортаменту, є актуальною.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Виконання дисертаційної роботи зв’язано з тематичними планами наукових досліджень Інституту чорної металургії НАН України. Дослідження виконані в рамках держбюджетної науково-дослідної роботи ”Дослідження особливостей структуроутворення при газоповітряному охолодженні вуглецевих сталей і розробка технологічних основ екологічно чистого процесу виробництва дроту” (№ держреєстрації 0101U005028).

Мета роботи. Метою дисертаційної роботи було встановлення закономірностей структуроутворення і формування властивостей вуглецевої сталі при охолодженні газовим потоком і на цій основі визначення технологічних параметрів екологічно чистого і ресурсозберігаючого процесу термічної обробки дроту.

Для досягнення поставленої мети вирішені наступні задачі:

·

·

·

·

·

·

Об’єкт дослідження. Технологія термічної обробки дроту з вуглецевої сталі.

Предмет дослідження. Особливості перетворень аустеніту структури, що формується та властивостей вуглецевої сталі при охолодженні в розплавах і газовому потоці. Технологічні параметри газового патентування.

Методи дослідження. Експериментальне дослідження процесу газового патентування здійснювалося на спеціально створеній лабораторній установці з застосуванням термічного методу аналізу. Для вивчення особливостей розпаду аустеніту при патентуванні використовувався комплексний метод дослідження з застосуванням термічного і дилатометричного методів аналізу. Мікроструктурні дослідження проведені за допомогою світлової й електронної мікроскопії вуглецевих реплік із застосуванням методів кількісної металографії. Вивчення механічних і технологічних властивостей здійснювали за допомогою стандартних методів випробувань на розтягання, виміри мікротвердості, визначення числа крутінь і згинів.

Наукова новизна зв’язана з розвитком теорії і практики термічної обробки дроту, призначеного для холодної пластичної деформації:

1. Установлено, що при існуючому методі дослідження кінетики перетворення переохолодженого аустеніту вуглецевої нелегованої сталі в ізотермічних умовах із застосуванням розплавів як охолоджуючих середовищ, розпад аустеніту відбувається в інтервалі температур до досягнення температур ізотермічних витримок. При цьому процес розпаду аустеніту повинен описуватися термокінетичною діаграмою, а не ізотермічною, як вважалося раніше.

2. Одержало подальший розвиток уявлення про можливість протікання у високовуглецевих нелегованих сталях бейнітного перетворення при температурах, що лежать вище області мінімальної стійкості переохолодженого аустеніту. Показано, що розпад аустеніту в інтервалі 620–5200с при патентуванні приводить до утворення, поряд з перлітом різної дисперсності, ряду морфологічних типів верхнього бейніту.

3. Показано можливість застосування високошвидкісного газового потоку як охолоджуючого середовища при патентуванні дротової заготовки діаметром 3,0–6,5 мм із середньо- і високовуглецевої сталі, призначеної для холодної пластичної деформації.

Практичне значення отриманих результатів. Установлені закономірності формування структури і властивостей сталі при газовому охолодженні дозволили вперше розробити і практично реалізувати технологію газового патентування при виробництві стрічки для виготовлення сталевих поршневих кілець на ВАТ ”Одеський завод поршневих кілець”. Це дозволило замінити застосовуване до цього традиційне патентування з використанням розплавів селітри (свинцю) і кислоти.

Особистий внесок автора. При проведенні досліджень, результати яких опубліковані у співавторстві, автору належить постановка мети і задач досліджень [2, 3, 5, 6], планування, проведення й обробка результатів кінетичних і мікроструктурних досліджень [1, 3–7], а також формулювання основних положень технології газового патентування.

Апробація результатів роботи. Матеріали роботи були повідомлені й обговорені на: Науково-практичної конференції ”Проблеми і перспективи одержання конкурентноздатної продукції в гірничо-металургійному комплексі України” (м. Дніпропетровськ, 2000 р.); Науково-практичному семінарі ”Метизна промисловість XXI сторіччя: проблеми і перспективи” (м. Харцизьк, 2001 р.); EUREKA Партнерських днях в Україні ”Нові матеріали в енергетиці й транспорті” (м. Київ, 2002 р.); Міжнародних наукових конференціях ”Проблеми сучасного матеріалознавства (Стародубівські читання)” (м. Дніпропетровськ, 2000, 2002 і 2003 р.); Науково-технічній конференції молодих вчених і студентів ”Молода академія 2003” (м. Дніпропетровськ, 2003 р.); II Всеукраїнській науково-технічній конференції молодих учених та спеціалістів ”Зварювання та суміжні технології” (м. Київ, 2003 р.).

Публікації. Основний зміст дисертації опублікований у 7 статтях у фахових виданнях, рекомендованих ВАК України для публікації результатів дисертаційних робіт.

Структура й обсяг дисертації. Дисертаційна робота складається з вступу, 5 розділів, висновків, списку використаних джерел з 142 найменувань. Робота викладена на 158 сторінках тексту, містить 44 рисунки, 7 таблиць і 2 додатків.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У першому розділі приведено огляд сучасних технологічних схем виробництва високоміцного дроту, при яких основним видом термічної обробки є операція патентування. Показано, що для рішення екологічних і економічних проблем сталедротового виробництва розвиток технології патентування відбувається як у напрямку удосконалювання існуючих традиційних способів патентування, так і у напрямку розробки альтернативних технологій. Однак удосконалення традиційних схем патентування не вирішує головної проблеми сталедротового виробництва – усунення дорогих, дефіцитних і екологічно шкідливих охолоджуючих середовищ у вигляді розплавів свинцю чи селітри, а також необхідності кислотного травлення окалини. Тому основним напрямком розвитку технології термічної обробки високоміцного дроту є розробка альтернативних традиційному патентуванню способів, що усувають застосування селітри (свинцю) і кислоти зі створенням сучасних високопродуктивних агрегатів на основі цих технологій.

Проведений аналіз літературних джерел показав, що дуже перспективним охолоджуючим середовищем при термообробці дроту може бути газовий потік. Однак закономірності впливу параметрів газового охолодження на структуру і властивості сталі при цьому мало вивчені.

На основі проведеного аналізу обґрунтовані мета і задачі цієї роботи, вибрано матеріал для дослідження у вигляді катанки і дроту діаметром з вуглецевих марок сталі типу 55 і 75.

У другому розділі описані методики і результати дослідження перетворень переохолодженого аустеніту високовуглецевої сталі 75 при патентуванні з застосуванням розплаву селітри як охолоджуючого середовища.

Задачею цих досліджень було встановлення особливостей перетворень аустеніту у вуглецевій сталі при охолодженні в розплаві селітри і визначення температурно-тимчасових інтервалів перетворення. Для цього був обраний ізотермічний метод дослідження, що за своєю сутністю аналогічний операції патентування.

Матеріалом для дослідження слугували зразки катанки діаметром 6,5мм і дротової заготовки діаметром 5,0, 4,0 і 3,0мм, а також зразки перерізом 1,63,0мм, використовувані при побудові ізотермічних діаграм, зі сталі з 0,77 С, 0,330,530,050,070,010,018і 0,016Кінетику фазових перетворень вивчали за допомогою дилатометричного і термічного методів дослідження.

При побудові кінетичних діаграм розпаду аустеніту зразки нагрівалися до температури 9205 0с протягом 2 хвилин, витримувались 3 хвилини при цій температурі і далі охолоджувалися в селітрі з температурою розплаву 600, 550, 500, 450, 400 і 350 0с.

Для вивчення впливу розміру поперечного перерізу зразка на температурно-часові інтервали перетворень аустеніту використовувалися зразки діаметром 6,5, 5,0, 4,0 і 3,0 мм, які обробляли за режимом, близьким до технологічного процесу патентування в заводських умовах: нагрівання до 9205 0с протягом 2-5 хвилин у залежності від розміру зразка, витримка 3 хвилини і наступне охолодження в розплаві калієвої селітри з температурою розплаву 4655 0с.

При аналізі отриманих кривих приймалося, що критичним точкам відповідають значення температури і часу, що відповідають найбільшій кривизні в місцях зміни ходу дилато- і термограм.

Оскільки вивчення кінетики перетворень аустеніту в ізотермічних умовах пов’язано з методичними труднощами визначення температури зразка в процесі охолодження, то визначення температурних інтервалів перетворень здійснювалося за двома методиками.

За методикою, яку використовують в Інституті чорної металургії, визначення температурних інтервалів перетворень для відповідних температур ізотермічних витримок провадилося непрямим шляхом, використовуючи еталонний зразок. За еталон приймався зразок, охолоджений при мінімальній з використовуваних температур розплаву, тобто 3500с. При цьому передбачалося, що в процесі охолодження до цієї температури еталонний зразок не перетерплює фазових перетворень, про що теоретично свідчить максимальна довжина горизонтальної ділянки (інкубаційного періоду) на дилатограмі. Побудована за цією методикою діаграма розпаду аустеніту (рис. , а) за своїм виглядом була ізотермічною, тому що передбачалося, що температури перетворень аустеніту відповідають температурам ізотермічних витримок.

рис. 1. Кінетичні діаграми розпаду аустеніту в сталі 75:

а) – без урахування фактичної температури перетворення;

б) – з урахуванням фактичної температури перетворення:

1 – tрозпл. – 6000С; 2 – tрозпл. – 5500С; 3 – tрозпл. – 5000С;

4 – tрозпл. – 4500С; 5 – tрозпл. – 4000С; 6 – tрозпл. – 3500С

Для уточнення температурно-часових інтервалів перетворень аустеніту при охолодженні в розплавах були проведені додаткові комплексні дослідження на дилатометрі АД–80 шляхом одночасного запису і наступного спільного аналізу дилатограм і кривих охолодження досліджуваних зразків.

Аналіз отриманих кривих охолодження і дилатограм показав, що при охолодженні в розплаві селітри з температурою 600, 550, 500, 450, 400 і 3500с фактична температура початку перетворень аустеніту складає 670, 623, 600, 542, 460 і 3900с, відповідно. Отримана діаграма розпаду аустеніту (рис. 1, б), відповідно до результатів проведених досліджень, є не ізотермічною, як передбачалося, а термокінетичною, тобто такою, що описує перетворення аустеніту при безперервному охолодженні. При цьому лінії отриманої кінетичної діаграми розпаду аустеніту зміщаються до верху за температурною шкалою на 40–1200с щодо діаграми, побудованої раніше за традиційною методикою. Крім того, екзотермічність реакції розпаду аустеніту підвищує температуру перетворень, що почалися, на 25-300С.

Аналіз кривих охолодження зразків діаметром 6,5, 5,0, 4,0 і 3,0 мм, оброблених за режимом, близьким до технологічного процесу патентування в заводських умовах, показав, що розпад аустеніту також відбувається неізотермічно. Показано, що фактична температура розпаду тим вища, чим більший діаметр зразка. При цьому час, за який зразки приймали температуру ванни, змінювався від трьох до однієї хвилини для зразків діаметром 6,5 і 3,0 мм, відповідно, що значно перевищує час початку і кінця розпаду аустеніту.

Застосування комплексного методу дослідження дозволило установити практично повну відповідність часу початку перетворень, обумовленого за температурними і дилатометричними кривими. Це дозволило надалі використовувати тільки термічний метод аналізу для визначення температурно-тимчасових інтервалів перетворень аустеніту в процесі газового охолодження.

Вивчення мікроструктури показало, що розпад аустеніту досліджуваної сталі в інтервалі 685–6500С (температура розплаву 6000С) приводить до формування грубопластинчатого перліту (П) з приграничними виділеннями ділянок (до 3 %) доевтектоїдного фериту (Ф).

Перетворення в інтервалі 650–6200С (температура розплаву 5500С) приводить до збільшення дисперсності перліту, зменшенню розмірів перлітних колоній і кількості приграничних виділень доевтектоїдного фериту. Одночасно з цим у структурі стали з’являються ділянки фериту пір’ястого вигляду (БВ), що розташовуються уздовж і проростають усередину колишніх аустенітних зерен. Усередині цих феритних ділянок є виділення цементиту.

Зниження температурного інтервалу перетворення до 630–5750С (температура розплаву 5000С) приводить до подальшого збільшення дисперсності перліту, зменшенню частки надлишкового фериту і збільшенню частки структурної складової пір'ястого вигляду.

Розпад аустеніту в інтервалі 570–5400С (температура розплаву 4500С) приводить до формування суміші високодисперсного перліту з ділянками верхнього бейніту типової для високовуглецевої сталі морфології (БВ), – у вигляді пакетів паралельних рейок фериту з частками цементиту між ними.

В інтервалі перетворення аустеніту 460–4300С (температура розплаву 4000С) відбувається формування змішаної структури у вигляді ділянок високодисперсного перліту, верхнього і нижнього бейніту (БН).

Мікроструктура, що формується при 390-3750С, (температура розплаву 3500С) складається переважно з нижнього бейніту.

Установлено, що мікроструктура, яка формується в інтервалі 620–5200С, у вигляді пір’ястої і голчастої (відманштеттової) морфології являє собою бейніт, що утвориться у верхньому температурному інтервалі проміжного перетворення. Одним з доказів цього служить залежність зміни мікротвердості від температури перетворення (рис. 2). Видно, що перетворення в цьому температурному інтервалі практично не приводить до зміни мікротвердості, що є характерним для переходу перлітного типу реакції до бейнітної.

Показано, що неізотермічність розпаду аустеніту допускає можливість використання інших охолоджуючих середовищ при патентуванні, що забезпечують високі швидкості охолодження і формування мікроструктури і властивостей сталі аналогічних одержуваним після охолодження в розплавах.

Рис. 2. Залежність мікротвердості сталі 75

від температури початку перетворень

У третьому розділі приведені результати досліджень можливості застосування газового потоку як охолоджуючого середовища при патентуванні. Описано методику і результати досліджень впливу швидкості газового потоку на температурно-часові інтервали перетворення аустеніту.

Для дослідження процесу газового охолодження при патентуванні була створена лабораторна установка, яка складається з прохідної муфельної електричної печі нагрівання, камери інтенсивного газового охолодження і трайбапарату для переміщення зразка. Як охолоджуючий газ використовувався повітряний потік.

Дослідження проводили на зразках катанки діаметром 6,5 мм і дротової заготовки діаметром 5,0, 4,0 і 3,0 мм з вуглецевої сталі зі вмістом вуглецю 0,77 і 0,55

Після встановлення відповідної швидкості газового потоку, зразок, нагрітий до 920 0С, переміщали в камеру інтенсивного газового охолодження. Швидкість повітряного потоку змінювали від 20 до 190 м/с.

Установлено, що для створення однакової швидкості охолодження зі зменшенням вмісту вуглецю і збільшенням діаметру оброблюваної заготовки необхідно підвищувати інтенсивність охолодження (рис. 3). При патентуванні в розплавах збільшення інтенсивності охолодження досягається шляхом зниження температури розплаву. У випадку газового охолодження для підвищення інтенсивності охолодження необхідно збільшувати швидкість газового потоку (Vг)

Рис. 3. Криві охолодження газовим потоком

Установлено, що охолодження безперервним газовим потоком супроводжується звичайними для теорії і практики термічної обробки залежностями впливу хімічного складу сталі і швидкості її охолодження на температурно-часові інтервали розпаду аустеніту. У той же час, як показали проведені дослідження, охолодження газовим потоком має ряд відмінних рис від охолодження в розплавах.

Наявні відмінності охолодження в розплавах і газовому потоці пов’язані зі способом перенесення тепла (теплопередачі).

Інтенсивне охолодження в розплавах відбувається, у першу чергу, за рахунок щодо високих значень їхніх коефіцієнтів теплопровідності (). Так, наприклад, розплаву свинцю при температурі 5000С складає 15,45 Вт/(м0С). Теплопровідність газів значно менша, наприклад, сухого повітря при 200С складає 2,610-2 Вт/(м0С). Тому, досягнення однакової з розплавами охолоджуючої здатності газу можливе у випадку створення спрямованого турбулентного газового потоку, коли основним видом теплопередачі є змушена конвекція. При цьому, рівність інтенсивності охолодження в розплавах і газовому потоці буде визначатися рівністю коефіцієнтів тепловіддачі ().

Розраховані коефіцієнти тепловіддачі при охолодженні повітряним потоком з Vг=80-150 м/с збігаються зі значеннями коефіцієнтів тепловіддачі при охолодженні в розплавах свинцю і селітри і дорівнюють 400–800 Вт/м2 0С. При цьому критерій Біо (Bi) для зразків діаметром 6,5–3,0 мм дорівнює 0,07–0,04, що відносить їх до термічно тонких тіл (Bi 0,25) у яких різниця температур по перерізу мала і нею можна зневажити при розрахунку процесу охолодження, тобто приймається, що охолодження йде рівномірно по усьому перерізу.

Установлено, що охолодження газовим потоком в інтервалі 920-5000С, на відміну від охолодження в розплавах з температурою 450–5000С, приводить до зниження температури металу з практично постійною швидкістю. У випадку безупинного газового охолодження зі швидкостями, рівними швидкостям охолодження в розплавах, досягається більше переохолодження аустеніту. Однак, таке зниження температурного інтервалу перетворень небажано, тому що може привести до утворення гартівних структур, які при патентуванні неприпустимі. Тому, інтенсивне газове охолодження варто вести регламентовано, тобто переривати при досягненні металом заданої температури перетворення, коли не утворюються продукти загартовування з подальшим охолодженням у спокійній газовій атмосфері чи охолоджувати зі швидкостями меншими, ніж у розплавах.

У четвертому розділі приведені результати досліджень мікроструктури, що формується, і властивостей при газовому патентуванні за різними режимами.

Дослідженню піддавалися зразки катанки діаметром 6,5 мм і дротової заготовки діаметром 5,0, 4,0 і 3,0 мм зі сталі 75 і 55 після безперервного і перерваного газового охолодження від температури аустенітизації 920ос. Як охолоджуючий газ використовувався повітряний потік з температурою 20 ос. Швидкість повітряного потоку змінювали від 20 до 130 м/с.

Аналіз мікроструктури за перерізом зразків після всіх режимів газового охолодження показав, що істотної різниці у структурі, яка формується, і в кількісному співвідношенні структурних складових на поверхні й у центрі не спостерігається. На підставі цього був зроблений висновок, що охолодження газовим потоком зразків діаметром 6,5-3,0 мм йде досить рівномірно у всьому перетині. При цьому характер формованої мікроструктури і рівень механічних властивостей залежать від температури розпаду аустеніту.

За результатами мікроструктурних досліджень для сталі 75 була визначена максимальна (Vкр) швидкість охолодження в інтервалі 920–600 ос, рівна 50–55 ос/с, при якій ще не починають утворюватися гартівні структури. Утворення структур гартування при патентуванні не припустимо через різке падіння пластичних властивостей сталі, що приводить до обривності дроту при волочінні. Тому, охолодження сталі необхідно проводити таким чином, щоб не допустити утворення загартованої структури, тобто охолоджувати зі швидкістю меншою Vкр. У випадку охолодження зі швидкістю більшою Vкр інтенсивне охолодження необхідно переривати при досягненні заданої температури структуроутворення.

Установлено, що зміна швидкості повітряного потоку від 20 до 100 м/с для діаметрів 3,0–6,5 мм приводить до безперервного охолодження від 920 до 600 ос зі швидкістю 47–107 ос/с. Для здійснення режиму перерваного охолодження була обрана швидкість газового потоку, що забезпечує охолодження діаметрів 6,5–3,0 мм із такими ж швидкостями, як при охолодженні в розплаві селітри з температурою 465 ос. При цьому час інтенсивного охолодження змінювали в межах 2,7–7,3 секунди для того, щоб забезпечити перетворення аустеніту в інтервалі температур  –520 ос.

Вивчення мікроструктури методом світлової мікроскопії показало, що розпад аустеніту в інтервалі 650–620 ос приводить до формування переважно перліту 5–3-го балу (до 95–97з виділенням доевтектоїдного фериту в кількості 5–3 % у вигляді переривчастої сітки по границях колишніх аустенітних зерен.

Розпад аустеніту в інтервалі 620–520 ос також приводить до формування перлітної структури з приграничними виділеннями фериту. Однак перліт, що формується при цьому, є більш дисперсним, в ньому міжпластинчасті відстані при вивченні на світловому мікроскопі неможливо розділити, а ферит, що виділяється має переважно відмінну морфологію від типового доевтектоїдного фериту. Тому, вивчення особливостей мікроструктури, що формується в інтервалі 600–520 ос, було додатково проведене методом електронної мікроскопії вуглецевих реплік з відтінюванням платиною.

Електронно-мікроскопічні дослідження показали, що зі зниженням температури розпаду від 600 до 520 ос зменшується розкид значень видимих міжпластинкових відстаней (Si), знижуються середні значення дійсних міжпластинкових відстаней (Sо) і зменшуються розміри перлітних колоній. Так, наприклад, при температурі розпаду 600 ос Si змінювалося від 0,08 до 0,33 мкм і Sо= 0,096 мкм, а при температурі розпаду 520 ос Si змінювалося від 0,07 до 0,14 мкм і Sо=0,058 мкм.

Установлено, що зі збільшенням швидкості охолодження відбувається зниження температури перетворення, що приводить до зменшення розміру перлітних колоній, Si і зміні морфології цементиту. Так, при безперервному охолодженні зі швидкістю 40 ос/с і температурі перетворення 600 ос розмір перлітних колоній у 1,5–2 рази більший, Sо=0,096 мкм, а цементит представлений переважно пластинчастою морфологією на відміну від перліту, утвореного при швидкості охолодженні 47ос/с і температурі перетворення   ос, де цементит, поряд із пластинчастою, має підвищене число колоній зі стрічковою і стрижневою морфологією. При цьому спостерігається незначна зміна механічних властивостей сталі. Значення межі міцності, відносного звуження і мікротвердості сталі, охолодженої безперервним повітряним потоком зі швидкістю 40 ос/с склали 1195 МПа, 26,7% і 370 Hм200, відповідно, а при охолодженні зі швидкістю 47 ос/с – 1249 МПа, 30,1% і 363 Hм200, відповідно.

У той же час, як показали проведені дослідження, на властивості сталі і морфологію цементиту впливає не тільки температурний інтервал перетворення, але й умови його досягнення. Так, наприклад, збільшення швидкості інтенсивного охолодження до 60 ос/с з перериванням при 600 ос і наступним охолодженням на спокійному повітрі приводить до зниження міцності і мікротвердості, і збільшення пластичності сталі до значень: в=1096 МПа, =41,4% і 350 Hм200. Електронно-мікроскопічні дослідження показали, що здійснення режиму перерваного охолодження привело до збільшення частки перліту зі стрічковою і стрижневою морфологією і зниженню частки перліту з пластинчастою морфологією, формованого при безперервному охолодженні зі швидкістю 40 ос/с. При цьому незначно зменшилася і величина Sо до 0,081 мкм, а розкид значень Si залишився таким самим 0,08–0,33 мкм.

Іншою структурною складовою, що формується в інтервалі температур 620 – 520 ос, є структури голчастого виду, які у залежності від площини перетину шліфа мають вигляд зерен однобічних чи двосторонніх голок, що проростають усередину від границь, великих перистих виділень фериту, що містять частки цементиту. За своєю морфологією ферит, що виділяється, нагадує відманштеттов ферит, але не може бути таким, оскільки відманштеттов ферит утворюється в результаті переохолодження надлишкової фази (фериту) в сталях зі вмістом вуглецю до 0,5%. Склад досліджуваної сталі (0,77% С) є фактично евтектоїдним, що робить малоймовірним утворення відманштеттового фериту в цій сталі, а карбіди, що виділяються, усередині феритних голок свідчать про те, що формування таких структур - результат бейнітного перетворення. При цьому однаковий зсувний механізм утворення бейнітного і відманштеттового фериту приводить до формування морфологічно подібних, але за своїм походженням різних типів фериту.

Електронно-мікроскопічні дослідження показали, що в температурному інтервалі перетворень 620–520 ос утворяться різні морфологічні типи верхнього бейніту (рис. 4). Розходження їхньої морфології обумовлені різним поєднанням швидкостей дифузійного перерозподілу вуглецю і зсувного зростання -фази. Так, при температурах 620–590 ос верхній бейніт утвориться переважно у вигляді феритних масивів, усередині яких карбіди, що виділяються, не мають переважної орієнтації (рис. 4, а). Наявні голки (рейки, пластини) -фази короткі і широкі, а виділення карбідів тільки починає здобувати напрямок уздовж пластин бейнітного фериту (рис. 4, б). Зниження температури перетворення до 570–520 ос приводить до формування переважно тонкодиференційованого голкоподібного фериту з орієнтованим виділенням карбідів уздовж феритних рейок (рис. 4, в), а також появі типової для високовуглецевої сталі морфології бейніту у вигляді пакетів паралельних рейок фериту з частками цементиту між ними (рис. 4, г). Установлено, що при перетворенні в інтервалі 620 – 550 ос у процесі газового патентування так само, як і при охолодженні в розплаві селітри мікротвердість залишається приблизно на одному рівні. Подібний хід залежності мікротвердості від температури перетворень, відповідно до літературних джерел, свідчить про те, що в цьому температурному інтервалі відбувається зміна механізму розпаду аустеніту з взаємним перекриванням температурних областей перлітного і проміжного перетворення.

Рис. 4. Морфологічні типи верхнього бейніту сталі 75:

6000

Точна кількісна оцінка різних морфологічних типів бейніту і їхнє розмежування за температурним інтервалом утворення утруднена, оскільки в процесі перетворення, поряд з утворенням нових бейнітних ділянок відповідної морфології, можлива трансформація одного морфологічного типу в іншій.

Кількісний аналіз мікроструктури, формованої в інтервалі 620–520 ос, показав, що в залежності від температури перетворення кількість бейніту без поділу його за морфологічними ознаками знаходиться в межах 5–7

Таким чином, одержані дані є доказом наявних відомостей про можливість поширення бейнітного перетворення в високовуглецевих сталях в область високотемпературного перлітного перетворення вище 550 ос.

У п'ятому розділі на підставі проведених досліджень були визначені технологічні режими повітряного патентування заготовки зі сталі 55 і 75, що забезпечують формування структури і властивостей, аналогічних одержуваним після традиційного патентування. Приведено результати досліджень властивостей, що формуються, після холодної пластичної деформації сталі підданої газовому патентуванню. Здійснено практичну реалізацію технології газового патентування при виробництві стрічки спеціального профілю, призначеної для виготовлення сталевих поршневих кілець на ВАТ ”Одеський завод поршневих кілець”.

Для дослідно-промислового випробування пропонованого процесу газового патентування дочірнім підприємством ВАТ ”Одеський завод поршневих кілець” (ДП ”ОЗПК-ДНІПРО) разом з Інститутом чорної металургії НАН України був побудований дослідно-промисловий однонитковий агрегат газового патентування.

Головною частиною створеного агрегату є блок струминного охолодження (газового патентування). Блок струминного охолодження є самостійною конструкцією і всі його складені функціональні вузли працюють незалежно від інших елементів агрегату. Він дозволяє використовувати як повітря, так і захисно-відбудовні гази (азот і водень), як охолоджуюче середовище. Створений агрегат розрахований на патентування дроту діаметром 5,5–2,8 мм із середньо- і високовуглецевих марок сталі при швидкостях руху 9_ м/хв.

Газовому патентуванню піддавали дротову заготовку діаметром 5,1 мм зі сталі 70. Заготовка після газового патентування задовольняла вимогам, що пред’являються до аналогічної заготовки після традиційного патентування з застосуванням розплаву свинцю (в = 1077–1127 МПа і 5 10

Оброблену дротову заготовку піддавали механічним випробуванням на розрив. Зразки відбиралися через кожні 2 метри по довжині мотка. Випробування показали високу стабільність властивостей дротової заготовки після газового патентування. Розбіг тимчасового опору розриву (в), як правило, не перевищував 30 МПа, а одиничні випади не виходили за межі 50 МПа, що цілком задовольняє існуючим вимогам.

Для дослідження здатності до холодної пластичної деформації сталі після газового патентування у порівнянні з традиційним патентуванням у лабораторних умовах здійснили обробку зразків тієї ж заготовки в розплаві свинцю з температурою 535 ос. У результаті цієї обробки була досягнута міцність 1107–1137 МПа і відносне подовження 12,8–14

Дослідження мікроструктури зразків перед волочінням показали, що структура сталі після патентування з використанням високошвидкісного повітряного потоку, як охолоджуючого середовища, і охолодження в розплаві свинцю ідентична. Електронно-мікроскопічні дослідження показали, що мікроструктура, що формується, в обох випадках являє собою переважно дрібнодисперсний перліт (сорбіт) з міжпластинковою відстанню 0,075 і 0,063 мкм при охолодженні повітряним потоком та у розплаві свинцю відповідно. Разом з тим, у структурі досліджених зразків спостерігалося утворення верхнього бейніту до 5 %.

Міцностні властивості і параметри деформаційного зміцнення визначали з аналізу кривих розтягання зразків після волочіння в лабораторних умовах з використанням іспитової машини JF. Швидкість деформації волочінням складала 10–2 с–1.

Дослідження впливу ступеня холодної пластичної деформації волочінням на міцностні і пластичні характеристики показали однаковий характер зміни властивостей сталі після охолодження повітряним потоком і в розплаві свинцю (рис. ). Число скручувань вихідної дротової заготовки на розрахунковій довжині 80 мм склало: 7 – для зразків після охолодження повітряним потоком і 8 – для зразків після охолодження в розплаві свинцю. Після холодної пластичної деформації з обтисненням 26, 42 і 61число скручувань склало: 8, 8,5 і 10 – для зразків після охолодження повітряним потоком і 7, 9,5 і 10 – для зразків після охолодження в розплаві свинцю, відповідно.

Таким чином, на підставі проведених досліджень було зроблено висновок що ідентичність мікроструктури і властивостей вуглецевої сталі після газового і традиційного патентування приводить до однакового характеру зміни властивостей у процесі холодної пластичної деформації.

Рис. 5. Вплив ступеня холодної пластичної деформації на

механічні властивості сталі 70, охолодженої повітряним

потоком и в розплаві свинцю

Промислова переробка заготовки після газового патентування здійснювалася на ДП ”ОЗПК-ДНІПРО”, що виготовляє сталеву стрічку для Одеського заводу поршневих кілець.

Дротова заготовка діаметром 5,1 мм після газового патентування піддавалася волочінню. Волочіння здійснювали на волочильному стані UDZSA 2500/6 за маршрутом 5,10  ,55  ,95 (Q  %) при швидкості волочіння 180 і 209 м/хв., відповідно. Волочіння проходило стабільно, без обривів, захоплення мастила було нормальним. Після волочіння дріт діаметром 3,95 мм піддавався плющенню і подальшій прокатці-волочінням у 4-х роликовій кліті на чистовий розмір 2,174,10 мм. Одержана сталева стрічка мала межу міцності 1510–1560 МПа, твердість 37–38 HRCЕ і витримувала 4–6 перемінних згинів на ребро, що відповідає ТУ У.00235878.003 на сталеву стрічку спеціального профілю, призначену для виготовлення поршневих кілець двигунів внутрішнього згоряння.

Таким чином, структура, що формується, і властивості сталі після газового патентування забезпечують досягнення необхідних міцностних і пластичних властивостей холоднотягнутої сталевої стрічки. Технологія газового патентування дозволила замінити традиційне патентування, застосовуване при виробництві сталевої стрічки, використовуваної ВАТ ”Одеський завод поршневих кілець”, для виготовлення поршневих кілець двигунів внутрішнього згоряння.

ВИСНОВКИ

У дисертації приведене нове рішення науково-практичної задачі, що полягає у встановленні закономірностей протікання фазових перетворень і формування властивостей вуглецевої сталі при охолодженні високошвидкісним газоповітряним потоком. Це дозволило розробити альтернативну екологічно чисту технологію термічної обробки дроту для виготовлення сталевих поршневих кілець.

1. Установлено, що розпад аустеніту вуглецевої сталі в розплаві селітри з температурою 600–350 ос відбувається при безперервному охолодженні до досягнення температури розплаву. Показано, що кінетика перетворення аустеніту при охолодженні в розплавах зразків діаметром 1,6–6,5 мм повинна описуватися не ізотермічною, а термокінетичною діаграмою.

2. Показано, що розпад аустеніту у вуглецевій доевтектоїдній сталі відбувається з перекриттям температурних інтервалів перетворень, формуючи змішану структуру. Типи мікроструктур, що формуються, і їхнє співвідношення залежать від температурного інтервалу перетворень.

3. Неізотермічність розпаду аустеніту дозволяє використовувати інтенсивний газовий потік як охолоджуюче середовище при термічній обробці дроту, що забезпечує аналогічні з розплавами швидкості охолодження. В разі використання в якості охолоджуючого газу повітряного потоку зі швидкістю 80–150 м/с забезпечується одержання аналогічних швидкостей охолодження дротової заготовки діаметром 6,5–3,0 мм, як у розплавах свинцю і селітри. Розраховані коефіцієнти тепловіддачі при охолодженні газовим потоком і в розплавах селітри або свинцю збігаються.

4. Для запобігання утворення гартівних структур у патентованій заготовці діаметром 6,5–3,0 мм із середньо- і високовуглецевої сталі інтенсивне охолодження газовим потоком зі швидкістю більше 50–55 ос/с варто переривати при температурах не нижче 520–500 ос з подальшим охолодженням у спокійній газовій атмосфері.

5. Показано, що охолодження газовим потоком дротової заготовки діаметром 6,5-3,0 мм приводить до формування рівномірної мікроструктури по всьому перетину. Розпад аустеніту в інтервалі 620–520 ос при газовому охолодженні приводить до формування мікроструктури і рівня механічних властивостей, аналогічних після охолодження в розплавах селітри і свинцю.

6. Зниження температури розпаду від 620 до 520 ос зменшує розкид значень видимих міжпластинкових відстаней у перліті, знижує середні значення дійсних міжпластинкових відстаней, зменшує розміри перлітних колоній і змінює морфологію цементиту.

7. Показано, що на властивості сталі і морфологію цементиту впливає не тільки температурний інтервал перетворення, але й умови його досягнення і протікання реакції в цьому температурному інтервалі. Здійснення режиму перерваного охолодження приводить до збільшення частки перліту зі стрічковою і стрижневою морфологією цементиту і зниженню частки перліту з пластинчастою морфологією цементиту, формованого при безперервному газовому охолодженні й у розплавах.

8. Установлено, що розпад аустеніту в інтервалі температур 620 до 520 ос як при охолодженні газовим потоком, так і при охолодженні в розплаві селітри приводить до формування, поряд з високодисперсним перлітом, цілого ряду різних морфологічних типів верхнього бейніту. Розходження їхньої морфології обумовлені різним сполученням швидкостей дифузійного перерозподілу вуглецю і зсувного механізму ? > г ?еретворення.

9. Ідентичність мікроструктури і властивостей вуглецевої сталі після газового і традиційного патентування приводить до однакового характеру зміни властивостей у процесі холодної пластичної деформації. Це дозволило застосувати технологію газового патентування при виробництві сталевої стрічки, використовуваної ВАТ ”Одеський завод поршневих кілець”, для виготовлення поршневих кілець двигунів внутрішнього згоряння. Механічні властивості отриманої сталевої стрічки цілком відповідали діючим технічним умовам.

ОСНОВНий ЗМІСТ ДИСЕРТАЦІЇ ОПУБЛІКОВАНО в РОБОТАХ:

1. Левченко Г.В., Борисенко А.Ю. Газовое патентирование стальной проволоки //Теория и практика металлургии. – 2001. – № 1. – С. 44 – 46.

2. Левченко Г.В., Борисенко А.Ю., Лохматов А.П., Барышев Е.В. Развитие технологического процесса патентирования проволоки //Металл и литьё Украины. – 2001. – № 1 – 2. – С. 48 – 52.

3. Левченко Г.В., Борисенко А.Ю., Филиппов В.В., Колосов Б.Н., Жигулин В.В., Галенко Ю.С. Исследование скорости охлаждения катанки и проволоки высокоскоростным газовым потоком //Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: Сб. науч. тр. – К.: Наукова думка, 2001. – С. 217 – 223.

4. Марцинив Б.Ф., Горбанев А.А., Борисенко А.Ю., Левченко Г.В., Колосов Б.Н., Жигулин В.В. Формирование структуры и свойств катанки при охлаждении высокоскоростным воздушным потоком //Металлургическая и горнорудная промышленность. – 2001. – № 6. – С. 66 – 70.

5. Борисенко А.Ю., Марцинив Б.Ф., Левченко Г.В. Влияние непрерывного высокоскоростного воздушного охлаждения на структуру и свойства высокоуглеродистой стали //Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: Сб. науч. тр. – К.: Наукова думка, 2002. – С. 291 – 295.

6. Левченко Г.В., Борисенко А.Ю., Евсюков М.Ф., Марцинив Б.Ф., Исследование кинетики распада аустенита и формирования микроструктуры углеродистой стали при патентировании //Новини науки Придніпров’я. – 2003. – № 1– С. 17–22.

7. Борисенко А.Ю., Левченко Г.В., Вакуленко И.А., Сикачина И.В., Барышев Е.В. Применение технологии газового патентирования при производстве ленты для изготовления стальных поршневых колец //Металлургическая и горнорудная промышленность.–2003.–№. 3.– С. –65.

Анотація

Борисенко А.Ю. Особливості формування структури і властивостей вуглецевих сталей при газоповітряному охолодженні та розробка екологічно чистої технології термічної обробки дроту для виготовлення поршневих кілець. – Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук за спеціальністю 05.16.01 – ”Металознавство та термічна обробка металів”. – ІЧМ ім. З. І. Некрасова НАН України. м. Дніпропетровськ, 2003.

Дисертація присвячена встановленню закономірностей структуроутворення і формування властивостей вуглецевої сталі при охолодженні високошвидкісним газовим потоком і на цій основі розробці технологічних основ екологічно чистого і ресурсозберігаючого процесу термічної обробки дроту, призначеного для холодної пластичної деформації.

Вивчено особливості розпаду переохолодженого аустеніту і структури, що формується, вуглецевої сталі при традиційному патентуванні з застосуванням розплаву селітри або свинцю і високошвидкісного газового потоку як охолоджуючі середовища.

Показано, що технологія газового патентування забезпечує формування мікроструктури і властивостей вуглецевої сталі аналогічні після патентування в розплаві селітри (свинцю), що дозволило замінити традиційне патентування, застосовуване при виробництві сталевої стрічки для виготовлення поршневих кілець двигунів внутрішнього згоряння.

Ключові слова: перетворення аустеніту, кінетичні діаграми, газове патентування, технологія, мікроструктура, властивості.

АННОТАЦИЯ

Борисенко А.Ю. Особенности формирования структуры и свойств углеродистых сталей при газовоздушном охлаждении и разработка экологически чистой технологии термической обработки проволоки для изготовления поршневых колец. – Рукопись.

Диссертация на соискание научной степени кандидата технических наук по специальности 05.16.01 – "Металловедение и термическая обработка металлов". – ИЧМ им. З. И. Некрасова НАН Украины. г. Днепропетровск, 2003.

Диссертация посвящена установлению закономерностей структурообразования и формирования свойств углеродистой стали при охлаждении высокоскоростным газовым потоком и на этой основе разработке технологических основ экологически чистого и ресурсосберегающего процесса термической обработки проволоки, предназначенной для холодной пластической деформации.

Изучены особенности распада переохлажденного аустенита углеродистой стали при традиционном патентировании с применением расплава селитры или свинца в качестве охлаждающей среды. Показано, что применение расплавов в качестве охлаждающих сред для изучения кинетики распада аустенита