CC BY
80
УДК 621.771
Д.М. Чукин, A.C. Ишимов, М.С. Жеребцов, А.И. Мешкова
ФГБОУВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И.Носова»
ИСПОЛЬЗОВАНИЕ СИСТЕМЫ GLEEBLE 3500 ДЛЯ ПРОВЕДЕНИЯ КОМПЛЕКСА ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИЙ МИКРОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ 80Р
Хорошо известно, что для термической обработки важным является влияние состояния аустенита (его гомогенность и величина зерна) и температурно-временных режимов охлаждения на характер конечных продуктов распада и их свойств. Для этого необходимо изучать кинетику и механизм распада переохлаждённого аустенита, а также факторы, влияющие на них. Важнейшее значение при этом имеют температуры фазовых превращений при распаде переохлаждённого аустенита.
Для изготовления высокопрочной арматуры для армирования железобетонных конструкций в условиях «ОАО ММК-МЕТИЗ» была предложена сталь марки 80Р, микролегированная бором. Бор оказывает пластифицирующие действия и повышает технологичность при волочении. Бор является очень важным легирующим элементом с точки зрения его влияния на фазовые превращения, протекающие как в процессе кристаллизации, так и в процессе термической обработки. Бор в большей степени, чем углерод, влияет на фазовые превращения, протекающие на границах зерен аустенита и смещает эвтектическую точку влево и вызывает сужение области существования аустенита [1]. Однако, данных о фазовых превращениях, в структуре и свойствах как при непрерывном охлаждении, так и при изотермической выдержке стали марки 80Р явно недостаточно, что требует их уточнения.
Большие возможности для анализа фазовых превращений открывает использование исследовательского комплекса GLEEBLE 3500 [2]. Этот комплекс представляет собой высокоскоростной пластометр с возможностью программирования практически неограниченного числа стадий обработки металлов с постоянной или переменной по ходу обработки
Для моделирования металлургических процессов в комплексе GLEEBLE 3500 предусмотрено:
• Нагрев образца осуществляется прямым пропусканием тока.
• Контроль температуры осуществляется контактными термопарами. Имеется возможность контроля температуры по четырём каналам.
• Обработка образцов осуществляется в вакууме (до 10"5 Югг), в защитном газе или на воздухе.
• Все параметры работы установки и обработки материала фиксируются в промышленном компьютере с частотой до 50000 Гц
Цель работы: Определение критических точек стали 80Р, твердости, количественного соотношения структур, и анализ полученных данных.
Материал и методика проведения экспериментов
Эксперименты проводились на образцах диаметром 10 мм и длиной 8 мм. Химический состав стали марки 80Р представлен в табл. 1.
Таблица 1
Химический состав сталь марки 80Р плавки 891467
Марка стали Химический состав, %
С Si Mn Cr Ni Al B
0,79 0,26 0,54 0,03 0,03 0,0003 0,002
Нагрев проводили в вакууме со скоростью 50 °С/сек до температуры 930° С, с последующей выдержкой 3 мин.
Скорость нагрева образцов 50°С/сек рекомендуема в инструкции. Так как скорость нагрева была высокой, то могли сместиться точки фазовых превращений. Температура нагрева 930° С была выбрана выше критической точки Ась для обеспечения однофазного аустенита. Температура выдержки 3 минуты обеспечивала получение гомогенного аустенита, что было выявлено при проведении серии экспериментов. Скорость гомогенизации аустенита в значительной степени зависит от исходной структуры стали - степени дисперсности цементита и его формы. Чем мельче частицы цементита и, следовательно, больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходит процесс гомогенизации.
Образцы охлаждали с различными скоростями 7, 10, 15, 20, 23, 25, 30, 40, 50, 55, 60°С/сек. В процессе нагрева и охлаждения фиксировалась температура образца, для чего к нему приваривалась хромель-алюмелевая термопара.
Эксперименты по определению критических точек проводились на модуле Pocket Jaw. Данный модуль характеризуется возможностью регулирования скорости, времени и температуры нагрева образцов, а также управлением скоростью охлаждения, что необходимо для определения температур фазовых превращений.
К модулю может быть подключена система дилатометрических испытаний, поэтому определение критических точек стали марки 80Р было сведено к проведению комплекса дилатометрических исследований.
Дилатометрический метод основан на измерении изменения удельного веса (плотности) или удельного объёма металлов и сплавов [3]. Суть дилатометрического метода заключается в определение изменений линейных размеров образцов при нагреве и при охлаждении. Определение критических точек осуществляется по перегибам на дилатометрических кривых. Переход а-железа в у-железо или перлита в аустенит сопровождается заметным сокращением объема и длины образца, поскольку у-железо и твёрдый раствор углерода на его основе (аустенит) обладают наименьшим удельным объёмом. Обратное течение этих превращений при охлаждении сопровождаются увеличением линейных размеров. Этим превращениям на дилатометрических кривых соответствуют резкие перегибы. Первая точка перегиба на кривой соответствует температуре начала превращения, вторая - концу превращения. Происходит отрыв касательной, проведённой к участку, на котором превращения ещё нет, и имеет место обычное расширение (сжатие) образца или превращение уже закончилось, что показано на рис. 1.
40grsec.d01_Dilation I -----DilatomettK]
o.io -
г оо5 ф
Е
с>
jW
Q
0,00
-OOS -.-1-'-,---1---1-■-1-■
0 200 400 600 SOD 1000
TC1
Рис. 1. Пример проведения дилатометрического исследования
Такой способ определения точек фазовых превращений позволяет установить моменты самого начала превращения и моменты, отвечающие
Программа проведения эксперимента задавалась при помощи программного обеспечения QuikSim2®, как показано на рис. 2. Программа OuikSim2®. имеет форму сводной таблицы с полями для заполнения и позволяет описывать каждое действие в процессе испытания, их порядок и длительность.
Щ Table-&\quifcsim\Program\80p\CCTFinish\7grsec.q5t | 1=1 || Е Ц S3 |
# L Time Axis 1 Axis 1 Axis 3 Com m erf
1 I System Setup Limits: Compressbn=-150mm, Force=5Q0
2 :Stress/S train Axial strain using, i = 12mm, d = 10mm
3 Acquire Diiatometer PTemp TCI
4 •
5
6 *
7 Ш Mechanical ■ High
8 Force(kN) 1 Wedge(cm) В TC1(C) Г \
9 10 11 Sample Zero 00:01,0000 10,0Hz
Hi 0,0 0
12 ■I 00:19,0000 0,0 о 950
13 ■I 03:00,0000 0,0 о 950
14 02:00,0100 0,0 E 100
15 GSL> wait ТСК1Э0С
1в End Я Mechanical ■ High
t ;
1Ш _ —— 1 liU
Рис. 2. Программа проведения эксперимента в QuikSim2.
Полученные данные были проанализированы при помощи стандартного программного пакета Origin®, встроенного в каждую систему Gleeble 3500. Программа Origin® обладает математическими функциями для анализа данных и может быть настроена таким образом, чтобы загружать данные каждого испытания и мгновенно отображать любое количество диаграмм, обеспечивая тем самым быстрый и удобный анализ каждого проведенного испытания.
Специально разработанная надстройка к программе Origin® позволяет выполнять построение дилатометрических кривых в автоматическом режиме по результатам соответствующих экспериментов.
По полученным дилатометрическим кривым в координатах «удлинение образца - температура» определяли критические точки, фиксируя температуру начала и конца фазовых превращений, а также время, за которое превращение произошло.
Для выявления качественных и количественных характеристик формирующейся структуры использовался оптический микроскоп Meiji Techno с применением системы компьютерного анализа изображений Thixomet PRO, а также сканирующий электронный микроскоп JSM 6490 LV. Помимо дилатометрических и микроструктурных исследований после охлаждения стали по указанным режимам осуществлялось измерение твёрдости по Виккерсу.
Результаты работы и их обсуждение
Характерные дилатометрические кривые, полученные при разных скоростях охлаждения, представлены на рис. 3, а результаты определения критических точек - в табл. 2.
3 Graph3 Ddatomrfcr ГСЭ
"^loprsectf ян М шыпп 1 -DUenaer|
к I,и а® х7
»5 К) КС VM TCI
Рис. 3. Дилатометрические кривые стали 80Р при скоростях охлаждения 7 (а), 20 (б), 23 (в), 25 (г), 30 (<3), 40 (<?), 50 (ж), 55 (з) °С/сек
Результаты определения критических точек при непрерывном охлаждении стали 80Р
Температуры фазовых щ эевращений, :С
Выделение феррита Перлитное превращение Бейнитное превраще- Мартенсит-превращение
начало начало конец начало начало
7 704,37 657,46 627,22 - -
15 692,96 655,91 536,23 536,23 -
20 683,29 656,15 524,51 524,51 -
23 649,32 520,59 520,59 241,65
25 627,2 519,39 519,39 230,68
30 627,51 499,64 499,64 216,47
40 628,93 482,75 482,75 223,76
50 628,99 478,5 478,5 231,26
55 628,85 540,56 536,23 247,72
60 611,14 537,78 524,51 263,66
Некоторые результаты исследования микроструктуры представлены на рис. 4, а результаты определения твёрдости и сопоставление скоростей охлаждения образцов с полученной микроструктурой и её твёрдостью в табл. 3.
Рис. 4. Результаты исследования микроструктуры
Сопоставление скоростей охлаждения образцов с полученной микроструктурой и её твёрдостью
охлаждения, °С/сек СТруКГурЫ Твёрдость, ИУ03
7 Ф+ФКС 345
15 Ф+Т 407
20 ФВИДМ+ФКС +Б+Мучасток 412
23 Ф+ФКС+Б+М 423
25 Ф+ФКС+Бвесх+М 436
30 Ф+ФКС+Б+М 469
40 М+Б+Т 554
50 Т+Б+М 517
55 М+Т 811
60 М+Т 800
Выводы
1. Полученные результаты позволяют сделать заключение о том, что при охлаждении горячекатаного проката в условиях ОАО «ММК» не удается предотвратить выделение избыточного феррита для стали указанного состава.
2. Диапазон температур перлитного превращения широк и составляет примерно 50... 60° С, что приводит к формированию ФКС различной дисперсности и неоднородности структуры заготовки для патентирова-ния. Это имеет большое значение для формирования гомогенного аусте-нита при нагреве под патентирование.
3. Разбег по содержанию углерода в рамках одного марочного состава обеспечивает получение структур, как с ферритом, так и без него.
4. Для построения термокинетической диаграммы требуется уточнение некоторых точек фазовых превращений, что связано с различием в химическом составе образцов для исследований.
5. Полученные результаты позволили объяснить особенности структуры заготовки для изготовления высокопрочной арматуры в условиях ОАО «ММК-МЕТИЗ».
Работа проведена в рамках реализации комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого с участием российского высшего учебного заведения (договор 13.G25.31.0061), программы стратегического развития университета на 2012 — 2016 гг.
(конкурсная поддержка Минобразования РФ программ стратегического развития ГОУ ВПО), а также гранта в форме субсидии на поддержку
Библиографический список
1. Теоретические и технологические основы производства высокоэффективных видов катанки: [моногр.] / В.В. Парусов, А.Б. Сычков, Э.В. Парусов. Днепропетровск: АРТ-ПРЕСС, 2012. 376 с.
2. Исследование структуры и свойств TRIP-сталей на комплексе GLEEBLE-3800 / А.И. Рудской, Н.Г. Колбасников, О.Г. Зотов, Д.А. Рин-гинен, A.A. Немтинов, В.В. Кузнецов // Чёрные металлы. 2010. № 2.
3. Венедиктов H.JI. Дилатометрический метод исследования стали: Методическое указание к лабораторной работе по дисциплинам «Механические и физические свойства материалов» и «Методы исследования материалов и процессов». 2003.
УДК 621.35
О.С. Железков, С.А. Малаканов
ФГБОУВПО «МГТУ» JI.3. Жуковский
ОАО «ММК-МЕТИЗ»
ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ ИНСТРУМЕНТА ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ГАЕК ПУТЕМ НАНЕСЕНИЯ НАНОАЛМАЗНОГО ХРОМОВОГО ПОКРЫТИЯ
Износостойкость технологического инструмента можно существенно повысить за счет нанесения на рабочую поверхность наноалмазных покрытий электролитическим способом [1, 2]. Наноалмазы представляют собой специфические наноуглеродные материалы, состоящие из фулле-ренов, нанотрубок и нанографитов. Для получения наноалмазов используются различные способы: получение из природных алмазов физическими методами; синтез при сверхвысоких давлениях и температурах; электронно-и ионнолучевые методы; химическое осаждение углеродосо-держащего пара при высоких давлениях и температурах; детонационный синтез. Наиболее эффективным способом получения наноалмазов является детонационный синтез, когда детонационные ультрадисперсные алмазы (УДА) получаются при детонации взрывчатых веществ в замкнутом объеме непосредственно из атомов углерода [3, 4].
Получение алмазно-кластерных покрытий основано на способности ультрадисперсных алмазов (наноалмазов) размерами 4... 6 нм сооса-
