CC BY
26
УДК 536.4:621.785
МАТЕМАТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРУЖИННОЙ СТАЛИ 60С2 В ПРОЦЕССЕ ЗАКАЛКИ
БЕНДЕРСКИЙ Б.Я., КОПЫЛОВ К.А.
Ижевский государственный технический университет имени М.Т. Калашникова, 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7
АННОТАЦИЯ. Приведена зависимость между нестационарным температурным полем прутка пружины и изменением структуры пружинной стали 60С2 в процессе закалки материала в спрейерной камере. Определено, что режим охлаждения пружины, обеспечивающий коэффициент теплоотдачи а = 9200 Вт/(м2-К), позволяет получить равномерную мартенситную структуру по всему сечению исследуемого прутка за время т = 3,7 с.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: структурные превращения, распределение температур, сталь 60С2, пружина, методика расчета.
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время известны различные механизмы осуществления фазовых и структурных превращений, происходящих при термической обработке сталей, в ходе которых могут изменяться кристаллическая структура, фазовый состав, морфология, распределение структурных составляющих, размер зерна и другие параметры, влияющие на физико-механические свойства материала [1]. Несомненно, получить необходимые свойства у сталей и сплавов можно несколькими способами:
- экстенсивный. Опирается на создание новых сплавов;
- интенсивный. Основой данного типа классификации можно считать качественное изменение имеющихся составов материала при термической обработке путем совершенствования режимов термообработки. Иными словами, данный способ заключается в точном соответствии требуемых технологией изготовления и обеспечиваемых температурных режимов на каждой технологической операции.
Следует отметить, что применение любого способа получения физическо-механических свойств у сталей требует подтверждения. Так, для исследования конечных характеристик материала изделия нашел широкое применение металлографический анализ, одной из основных задач которого является определение влияния технологических факторов и различных видов обработки на параметры структуры. Основой данного метода можно считать оценку эффективности режимов процессов термической обработки сталей, как средства исследования результата распада переохлажденного аустенита в условиях непрерывного охлаждения деталей из сталей и чугунов. В зависимости от возможной степени точности получаемых результатов данный метод можно разделить на три основные группы, каждый из которых требует специальной подготовки объектов исследования (образцов) и уникальной приборной техники [2].
Как известно из [3], при помощи металлографического анализа изучение интересующих поверхностей может выполняться исключительно по сечениям и изломам полуфабрикатов или готовых изделий, что предусматривает исследование объекта только после завершения полного цикла технологического процесса без возможности оценки изменения структурных превращений материала на каждой операции в режиме реального времени. Авторами отмечается, что наибольшую трудоемкость в определении структуры представляет первичный замер геометрических параметров структурных составляющих. Проведение таких исследований «вручную» требует большого количества времени и сопровождается субъективной погрешностью исследователя, а осуществление металлографического анализа, в конечном итоге, приведет к непригодности образца к
дальнейшей эксплуатации, поэтому на практике требуется избегать перечисленных негативных факторов и по возможности отказываться от его применения.
Например, в [4, 5] приведены полуэмпирические способы расчета критических скоростей охлаждения, способные заранее охарактеризовать планируемый результат образования структур исследуемых материалов. Иные методы известны из [6, 7], где рассматривается два различных варианта расчета превращения фазы в условиях охлаждения с постоянной скоростью. Там же показано, что критическая скорость охлаждения подчиняется некоторым функциональным зависимостям. Значительное внимание уделяется вопросам обоснования широкого распространения простой формулы Грейнджа-Кифера [8] для верхней критической скорости закалки уКР:
Т - Т
^КР = , (1)
аГКТ т
где Тз - верхняя температурная граница превращения; Тт - температура носа С-образной кривой образования феррита или перлита; тт - инкубационный период распада при температуре Тт; коэффициент аГК принят равным 1,5.
Общий метод решения подобных задач был предложен еще Э. Шейлем [9], а позднее аналогичный прием с использованием графического интегрирования предложил С.С. Штейнберг [10, 11].
Известны результаты [12], описывающие использование модели для описания фазовых переходов, происходящих в сталях при термомеханической нагрузке. В работе приведено описание изменения структурного состояния в рамках подхода диффузионной границы с учетом возможного перераспределения атомов углерода и легирующих элементов. Работа представляет алгоритм решения задачи, однако, численные примеры моделирования изменения структуры в процессе фазовых переходов представлены не были.
В [13] представлены результаты применение различных математических моделей к исследованию структурно-фазовых превращений, возникающих на основных операциях высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) ствольных заготовок из низколегированных сталей. Так, данная работа указывает на образование двух основных структурных составляющих закаленной стали при ВТМО: мартенсит и остаточный аустенит. Авторами выявлено, что по мере повышения температуры и увеличения продолжительности отпуска развивается целый перечень процессов, каждый из которых приближает структуру к равновесному состоянию. Данное состояние позволяет придать материалу целевые физико-механические свойства, связанные с повышенной надежностью, долговечностью, прочностью. В конечном итоге, именно указанные выше характеристики привели к широкому распространению метода ВТМО (высокотемпературная термомеханическая обработка) к процессам изготовления многих изделий машиностроения, в том числе и пружин [14].
Поскольку для исследования свойств материалов пружин на практике часто используют металлографический анализ, то для исключения влияния недостатков метода на конечное изделие, предлагается заменить подобные способы изучения структуры материала на одно из современных средств - ANSYS при определении и контроле нестационарных температурных полей материала пружины на каждой технологической операции.
МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ
В работе рассматривается нестационарный двухмерный процесс охлаждения прутка пружины (материал - Сталь 60С2) на каждой операции изготовления методом ВТМО. Для задания физико-механических свойств материала использованы данные [15]. Результаты распределения конечной структуры материала определяются в режиме реального времени с учетом изменения температуры исследуемого тела.
Из [16] известен пример расчета изменения температуры по сечению пружины на каждом этапе технологического процесса изготовления пружин методом ВТМО. Вследствие
отмеченного авторами незначительного снижения температуры прутка пружины после выхода из индуктора ТВЧ (на 12 К в ядре прутка при неохлаждаемом торце за время т = 6 с), в виде допущения температурное поле и структура материала для данной технологической операции считаются неизменными.
Следующая операция технологического процесса - навивка прутка на оправку. Общая схема взаимодействия прутка с оправкой представлена на рис. 1.
Рис. 1. Схема взаимодействия прутка с элементом оправки
В виде допущения принято, что на протяжении технологической операции осуществляется идеальный контакт поверхностей прутка и оправки. Решается нестационарная двухмерная задача теплопроводности. Температура прутка после выхода из индуктора ТВЧ задается следующим образом:
Тпр(0; х; у; z) = 1273 К. (2)
На поверхности прутка ставится ГУ II рода:
д\8 (Г; х; у; z) = е- 8 • С
(Т \
1 ПОВ
V 100 у
(Т
1 ОКР
V 100 у
(3)
где Тпов--температура поверхности тела; Токр - температура окружающей среды;
8 = Дх; у; z) - площадь поверхности, с которой рассматривается излучение в окружающую среду; в - степень черноты поверхности (в=0,55 [13]); С - постоянная Стефана-Больцмана.
Заключительной операцией технологического процесса является охлаждение пружины в спрейере. В этом случае, на поверхности прутка задаются ГУ III рода:
I (, ) я дТ
х; у; г) = я—
дп
а\ТПОВ ТОКР 1
(4)
где а - коэффициент теплоотдачи.
В операциях навивки и охлаждения на линии контакта прутка с оправкой задаются ГУ IV рода:
Т
= Т
2 дп
1 дп
(5)
В [17] содержится информация о распаде переохлажденного аустенита,
представляющая соответствующие данные в виде диаграмм (С-образные кривые). Из [16]
принято, что процесс охлаждения пружины с диаметром прутка d = 0,019 м должен
2
осуществляться при коэффициенте теплоотдачи а = 9200 Вт/(м2-К), время процесса не превышает 5 с. Данное условие обеспечивает превращение структуры материала из аустенитной в мартенситную при достижении скорости охлаждения voxл ^ 100 К/с. Для представления изменения структуры по времени разработан алгоритм, который позволяет прогнозировать изменение структуры материала в зависимости от нестационарного распределения температуры по сечению.
4
4
8
8
8
Методика предусматривает представление С-образной кривой в виде полиномиальных зависимостей Т = Т(т) с использованием данных [17]. Распределение классов стали представлено в таблице.
Таблица
Изменение структуры материала Сталь 60С2 в зависимости от времени охлаждения
т, с Температура Т= Т(т), К Класс стали
т<4 Т > 573 Аустенит
т<10 Т < 573 Мартенсит
4<т<10 Т > - 0,065т3 + 3,078т2 - 39,447т + 752,09; Т < - 0,014т4 + 0,738т3 - 12,061т2 + 79,862т + 488,69 Феррит+карбид
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 2 представлено распределение температур (сверху) распределение структур (снизу) в зависимости от времени процесса нахождения прутка на оправке.
Температура
| 1.253е+003 1.1938+003 1.1330+003 1.0730+003 1.0130+003 9.5300+002 8.9300+002 8.3300+002 7.7300+002 7.1300+002 6.5300+002 5.9300+002 5.3300+002 4.7300+002 4.1300+002 3.5300+002 2.9300+002
|К]
Структура | Мартенсит
Аустенит
. ^^ .... 0 0.0045
0.00225 0.Й0675
Рис. 2. Распределение температур (сверху) и структуры материала (снизу) по сечению прутка, находящегося на оправке при т=2,5 с (слева), т=5,0 с (справа)
Результаты, представленные на рис. 2, показывают, что за счет теплообмена с оправкой изменение структуры материала за время процесса т = 5 с не затрагивает ядра прутка, а мартенситная структура зарождается и локализуется в области контакта.
Процесс охлаждения пружины в спрейере рассматривается в двух постановках:
а) без учета взаимодействия с оправкой;
б) с учетом взаимодействия с оправкой.
На рис. 3 показано изменение температуры прутка в ядре (а), на поверхности (б), температуры структурного превращения аустенит-мартенсит (в), а также распределение температуры по сечению в характерных структурообразующих точках на поверхности (А) и в ядре прутка (Б) в зависимости от времени для случая охлаждения прутка без учета взаимодействия с оправкой.
'{Ю
-(б) ^^
А- Б-
Чв)
2 2,5 3
Время -г, с
1.255е+003 1.200е+003 1.14бе+С03 1091е+003 ; 1-ОЗгв+ООЗ | 9-егбе+002 9-261 е+002 8-756е+ООг 8.192е+002 7.64Ге+002 ?.103е+002 6.558е+002 6.014е+002 5.469е+002 4.924е+002 4.3В0е+П02 1 3,В35е+002
ге
__0,0045 0.009 (т)
ооозд оо«т5
Рис. 3. Изменение температуры прутка в ядре - (а), на поверхности - (б), температура структурного превращения Аустенит-Мартенсит - (в) (сверху), распределение температуры прутка в зависимости от времени процесса охлаждения в спрейерной камере (снизу), при т=2,2 с (слева), т=3,7 с (справа)
Исходя из графической зависимости, представленной на рис. 3, можно говорить о том, что структурные превращения в материале прутка должны начаться при т = 2,2 с, а закончиться при т = 3,7 с, что указывает на полное преобразование аустенитной структуры в мартенситную за 1,5 с. На рис. 4 представлено распределение структуры материала по сечению прутка пружины.
Рис. 4. Распределение структуры материала по сечению прутка в зависимости от времени процесса охлаждения прутка в спрейерной камере т=2,2 с (слева), т=3,6 с (справа)
Из рис. 4 видно, что при 2,2 с в материале начинают происходить структурные преобразования, а при 3,6 с материал прутка имеет мартенситную структуру.
На рис. 5 представлены результаты расчета охлаждения прутка в спрейерной камере с учетом взаимодействия с оправкой.
Структура | Мартенсит
Аустенит
Рис. 5. Распределение температуры (сверху) и структуры (снизу) по сечению прутка, находящегося на оправке в спрейерной камере, при т=2,0 с (слева), т=3,4 с (справа)
Видно смещение областей более пластичных структур от центра прутка пружины к верхней части сечения, причем, в соответствии с принятыми условиями охлаждения, за рассматриваемый период времени т = 3,5 с происходит полная прокаливаемость материала и изменение структуры с аустенитной на мартенситную.
ВЫВОДЫ
Разработана методика взаимосвязи нестационарного температурного поля и структуры материала в поперечном сечении прутка пружины. Проведены расчеты для каждой технологической операции изготовления пружины методом ВТМО. Выявлено:
1. Возникновение локальной области образования мартенситной структуры в процессе навивки прутка на оправку на участке контакта;
2. Полное время преобразования аустенитной структуры в мартенситную при равномерном охлаждении прутка в спрейерной камере без учета теплообмена за счет взаимодействия с оправкой составляет т = 1,5 с.
3. Смещение областей более пластичных структур (аустенит) от центра прутка пружины к верхней части сечения при охлаждении прутка на оправке в спрейере.
Поскольку рассмотрение задачи в работе предусматривало ряд допущений математической модели, в том числе отсутствия теплообмена между средой (водой) и нагретой поверхностью металла, не учитывается парообразование, поэтому в дальнейших работах предполагается объединить решение задачи сопряженного теплообмена, фазовых и структурных переходов веществ.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Гун П.С., Шубин И.Г., Соколов А.А. Качество дюбеля и технология его производства // Вестник МГТУ, 2005. № 1. С. 58-63.
2. Сергеев Ю.Г., Столярова Н.А., Кисленков В.В. Материаловедение. Металлографический анализ и диаграммы состояния : учебное пособие. СПб. : Изд-во СПбГПУ, 2003. 80 с.
3. Богомолова Н.А. Практическая металлография : Учебник для техн. училищ / 2-е изд., испр. М. : Высш. школа, 1982. 272 с.
4. Блантер М.Е. Теория термической обработки. М. : Металлургия, 1984. 328 с.
5. Качанов Н.Н. Прокаливаемость стали. М. : Металлургия, 1978. 192 с.
6. Мирзаев Д.А., Окишев К.Ю. Образование феррита в сталях // Фазовые и структурные превращения в сталях. 2002. № 2. С. 86-120.
7. Мирзаев Д.А., Окишев К.Ю., Мирзаева К.Д. Превращение аустенита сталей в условиях непрерывного охлаждения // Известия Челябинского научного центра УрО РАН. 2002. № 4. С. 21-30.
8. Grange R.A., Kiefer J.M. Transformation of Austenite on Continuous Cooling and Its Relation to Transformation at Constant Temperature // Trans. ASM, 1941. V. 29, № 1. P. 85-114.
9. Scheil E. Anlaufzeit der Austenitumwandlung // Arch. Eisenhüttenwesen. 1934/35. Bd. 8. H. 12. P. 565-567.
10. Штейнберг С.С. О зависимости между скоростью охлаждения, скоростью превращения, степенью переохлаждения и критической скоростью закалки // Труды УФАН. 1937. С. 9-11.
11. Шевякина Л.Е. Связь между протеканием превращения аустенита при непрерывном охлаждении и данными изотермической диаграммы // Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах. 1950. С. 101-120.
12. Трусов П.В., Швейкин А.И. Многоуровневые модели неупругого деформирования материалов и их применение для описания эволюции внутренней структуры // Физическая мезомеханика. 2012. № 1. С. 33-56.
13. Муйземнек А.Ю. Математическое моделирование структурно-фазовых превращений в процессах высокотемпературной термомеханической обработки // Вестник Ижевского государственного технического университета. 2007. № 4. С. 101-105.
14. Четкарев В.А., Дементьев В.Б., Шаврин О.И. Анализ и оптимизация технологий упрочнения металлопродукции методом ВТМО. Ижевск : Изд-во ИПМ УрО РАН, 1996. 136 с.
15. Райцес В.Б. Термическая обработка : В помощь рабочему-термисту. М. : Машиностроение, 1980. 192 с.
16. Бендерский Б.Я., Копылов К.А. Моделирование процессов теплообмена при изготовлении пружин методом высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) // Химическая физика и мезоскопия, 2011. Т. 13, №1. С. 28-36.
17. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. М. : Металлургия, 1965. 496 с.
SIMULATION OF STRUCTURAL TRANSFORMATIONS OF SPRING STEEL DURING THE QUENCHING PROCESS
Benderskiy B.J., Kopylov K. A.
Izhevsk State Technical University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. Dependence between the non-stationary temperature field of rod and restructuring of spring steel during hardening material in chamber of spray was show. Was determined that the cooling spring that provides the heat transfer coefficient a = 9200 W/(m2-K), provides a uniform martensitic structure throughout the cross section of the test bar time t = 3,7 s.
KEYWORDS: structural transformations, the temperature distribution, spring steel, the spring, the method of calculation.
Бендерский Борис Яковлевич, доктор технических наук, профессор кафедры «Тепловые двигатели и установки» ИжГТУ, e-mail: [email protected]
Копылов Константин Андреевич, аспирант кафедры «Тепловые двигатели и установки» ИжГТУ, e-mail: [email protected]
