CC BY
17
новые материалы и технологии производства
УДК 669.02
Статистические исследования влияния легирования и термической обработки на длительную прочность и пластичность стали 37Х12Н8Г8МФБ при высоких температурах
Б. Н. Поляков, В. Н. Захаров
Ключевые слова: жаропрочная сталь, статистические исследования, термическая обработка, длительная прочность, пластичность, старение, регрессия, коэффициент корреляции.
Светлой памяти наших коллег-уралмашевцев, талантливых инженеров-металлургов и ученых П. В. Склюева, В. В. Зонова и В. В. Кубачека посвящается
Результаты исследований в ранних работах авторов [1, 2] показали качественное влияние легирующих элементов: молибдена, ванадия и ниобия (при раздельном и совместном легировании этими элементами) — на рост зерна, фазовый состав, кинетику дисперсионного упрочнения и тонкую структуру хромоникель-марганцевого аустенита 37Х12Н8Г8, являющегося основой широко известной в энергомашиностроении жаропрочной аустенитной стали 37Х12Н8Г8МФБ. С учетом многофакторности и статистической природы фазовых превращений и кинетики дисперсионного упрочнения жаропрочных сталей обоснована целесообразность применения методов математической статистики к количественному анализу влияния легирующих элементов и режимов старения на уровень механических и жаропрочных свойств деталей из стали 37Х12Н8Г8МФБ. Эксперименты были проведены на базе ОАО «Уралмаш».
Анализ влияния легирования
Отмечено сокращение времени до начала разрушения дисков, которые долгое время выпускались по существующей технологии. Единственным на тот момент нововведением стало применение природного газа Бухарского месторождения при ковке и термообработке. Замена пламенных печей для термообработки электрическими положительно сказалась на ситуации, однако уровень длительной прочности оставался еще очень низким. Было принято решение провести статистический ана-
лиз влияния основных легирующих элементов на длительную прочностъ.
Для оценки влияния колебаний содержания молибдена, ванадия и ниобия (в пределах марочного состава) на длительную прочность металла дисков были проанализированы свойства 330 дисков, изготовленных из 47 плавок. Факторный анализ данных показал, что при изменении содержания ванадия в пределах 1,251,40 % наблюдается лишь незначительное увеличение времени до разрушения. Однако при дальнейшем увеличении количества этого элемента рассматриваемый показатель значительно возрастает: когда содержание ванадия достигает верхнего предела (1,55 %), время до разрушения может в 1,5-2,0 раза превышать значения длительной прочности, полученные при наличии содержания элемента на нижнем пределе (1,25 %). Это подтверждает данные о влиянии ванадия на кинетику дисперсионного упрочнения и тонкую структуру стали. Ванадий является основным карбидообразующим элементом, обеспечивающим необходимое упрочнение стали при старении.
В результате увеличения содержания молибдена от 1,1 (нижний предел) до 1,4% (верхний предел) длительная прочность изменяется незначительно. Установлено, что молибден лишь замедляет диффузионные процессы, приводящие к коагуляции карбидной фазы.
Наиболее сильное влияние на длительную прочность оказывает ниобий. При увеличении его содержания в пределах от 0,25 (нижний предел) до 0,50 % (верхний предел) длительная прочность возрастает в 2-3 раза.
Проведенный анализ показал, что наибольшее время до разрушения зафиксировано для сталей, выплавленных при условии достижения марочным составом по легирующим элементам (ванадию, молибдену и ниобию) верхнего предела содержания. Этот вывод был признан основным в решении проблемы повышения длительной прочности, и его общие положения заложены в основу всех нормативных технических документов.
Однако по существу данный анализ носил качественный характер, так как методы однофак-торного параметрического анализа не позволяют дать истинную оценку раздельного влияния каждого легирующего элемента на длительную прочность стали в условиях их сильной взаимосвязи между собой и отсутствии возможности устранить данный фактор. Количественную оценку комплексного влияния легирующих элементов на свойства стали можно получить только путем использования методов теории вероятностей и математической статистики.
Статистические исследования проведены на основе методов множественного корреляционного и линейного регрессионного анализов, реализованных в алгоритмах и программах, созданных специалистами ОАО «Уралмаш».
Для испытаний каждого диска было подготовлено в два раза больше образцов, взятых из диаметрально противоположных точек его окружности. Предметом исследования стало влияние на длительную прочность (при температуре испытания 650 °С и напряжении 38 кг/мм2) и на пластичность 12 элементов: углерода, кремния, марганца, серы, фосфора, хрома, никеля, молибдена, ниобия, ванадия, титана и азота.
В результате статистических исследований получены уравнения регрессии для зависимости длительной прочности т от химического состава (с учетом только существенных факторов), полная статистическая характеристика которых приведена в табл. 1 с оценками точности и надежности.
т = 88,51 - 237,71 С - 83,79 ¡31 + + 17,01 Мп - 1406,29 Я + 271,49 Р -- 0,47 Сг - 6,52 N1 - 19,99 Мо + 30,36 V + + 53,99№ - 863,85 Т1 + 53,81 (1)
т = 67,77-241,09 С - 91,84 + 16,34 Мп -- 1500 Б + 57,16 № - 753,62 Т1; (2)
Также получены уравнения регрессии для зависимостей показателей пластичности (удлинения 5 и сжатия у) от химического состава, которые приводятся ниже с существенными независимыми переменными:
5 = - 11,87 - 0,71 % Мп + 78,40 % Б -- 3,77 % V + 1,10 Сг;
у = - 24,71 + 0,94 % Мп + 120,85 % Б + + 1,23 % Сг + 3,16 % Мо - 3,71 % V.
Прежде чем давать краткую статистическую характеристику исходных данных и полученных результатов, следует отметить, что интервал колебаний независимых переменных несравнимо меньше интервала колебаний зависимых переменных (например, коэффициент вариации распределения для длительной прочности равен 38 %, а для содержания углерода несравнимо меньше — всего 3,6 %, см. табл. 1). Это позволяет сделать предварительный вывод о слабом влиянии флуктуаций химического состава на длительную прочность. Между химическими элементами имеют место тесные взаимосвязи: абсолютные величины коэффициентов взаимной корреляции между переменными соизмеримы с коэффициентами частной корреляции.
Сравнение абсолютных величин коэффициентов частной корреляции, характеризующих относительную величину истинного влияния каждой независимой переменной на зависимую при постоянстве других участвующих в анализе переменных, позволяет ранжировать химические элементы в определенной последовательности: кремний, марганец, углерод, сера, титан, ниобий, ванадий, никель, молибден, фосфор, азот, хром.
Коэффициент множественной корреляции уравнения регрессии для длительной прочности, содержащего только существенные независимые переменные, невысок (Я = 0,428) и позволяет утверждать, что только 18,3 % (коэффициент детерминации — вариации т можно объяснить изменением химического состава, остальная доля приходится, вероятно, на другие факторы, характеризующие структурную неоднородность металла дисков и режимы термической обработки.
Коэффициент множественной корреляции имеет очень узкий доверительный интервал (всего 15 %) при 95%-й доверительной вероятности, это определяет высокую надежность полученного уравнения регрессии для длительной прочности. Коэффициенты регрессии для независимых переменных имеют также сравнительно узкие доверительные интервалы, что подтверждает высокую точность уравнения регрессии и правомочность его использования при расчетах в тех же диапазонах изменения химических элементов.
Известно, что длительная прочность материала при повышенных температурах опре-
Таблица 1
Статистическая характеристика уравнения регрессии для зависимости длительной прочности от химического состава стали 37Х12Н8Г8МФБ при температуре 650 °С и напряжении 38 кг/мм2 (объем выборки п — 660)
Фактор Xu % Диапазон изменения Xi Среднее арифметич. значение X; * Среднее квадратич. отклонение 8Х; Коэффициент частной корреляции Гц Коэффициент множеств. корреляции Я ± 95%-й доверит. интервал рд 95 Коэффициент регрессии а; ± 95%-й доверит. интервал а0,д5 Станд. ошибка оценки 8
X лшах X
Уравнение регрессии (1)
Длительная 18,70 186,0 63,41 24,09 - 0,441 ± 0,062 88,51 ± 1,71 21,6
прочность т, ч
С, % 0,35 0,40 0,36 0,013 -0,128 -237,71 ± 141,49
81, % 0,38 0,68 0,51 0,064 -0,217 -83,79 ± 29,11
Мп, % 7,63 9,31 8,56 0,331 0,211 17,01 ± 6,11
8, % 0,007 0,019 0,009 0,002 -0,113 -1406,29 ± 953,7
Р, % 0,012 0,029 0,019 0,003 0,026 271,49 ± 165,5
Сг, % 11,99 13,31 12,58 0,304 -0,005 -0,47 ± 7,03
N1, % 7,08 8,34 7,64 0,254 -0,068 -6,52 ± 7,28
Мо, % 1,25 1,40 1,32 0,044 -0,036 -19,99 ± 43,01
V, % 1,35 1,55 1,43 0,051 0,063 30,36 ± 37,14
N13, % 0,30 0,50 0,40 0,045 0,085 -53,99 ± 47,11
Т1, % 0,00 0,03 0,02 0,004 -0,120 -863,85 ± 549,55
N2, % 0,066 0,100 0,085 0,008 0,014 53,81 ± 289,49
Уравнение регрессии (2)
Длительная 18,70 186,00 63,41 24,090 - 0,428 ± 0,062 67,77 ± 1,63 21,7
прочность т, ч
С, % 0,35 0,40 0,37 0,013 -0,132 -241,09 ± 138,81
81, % 0,38 0,68 0,52 0,065 -0,243 -91,84 ± 28,06
Мп, % 7,63 9,31 0,86 0,331 0,214 16,34 ± 5,66
8, % 0,007 0,019 0,009 0,002 -0,128 -1500 ± 894,7
N1, % 0,30 0,50 0,40 0,045 0,107 57,16 ± 40,84
Т1, % 0,00 0,03 0,02 0,004 -0,108 -753,62 ± 531,38
деляется не только его способностью сопротивляться деформированию под нагрузкой, но и в значительной мере запасом пластичности. В связи с этим представляет практический интерес анализ влияния химического состава стали (в исследованных пределах) на пластичность в процессе длительных испытаний. Анализ уравнений регрессии показал, что пластичность металла дисков определяется главным образом по содержанию элементов в пределах изученных концентраций, составляющих основу стали, а также карбидообра-зующим элементом ванадием, от которого зависит упрочение стали при старении.
Таким образом, проведенные статистические исследования влияния химического состава стали (в пределах изученных концентраций) на длительную прочность и пластичность при высоких температурах позволили сделать ряд практических рекомендаций в целях частичного улучшения свойств длитель-
ной прочности металла дисков и улучшения технико-экономических показателей их производства.
• Учитывая эффективное влияние марганца на повышение длительной прочности и пластичности стали, считаем целесообразным повысить его содержание применительно к нижнему пределу на 0,5-1,0 %. Это позволит уменьшить содержание остродефицитного никеля, не оказывающего активного улучшающего влияния на жаропрочные свойства стали, на 0,5-1,0 %.
• Содержание хрома и молибдена, не оказывающих положительного воздействия на длительную прочность стали, целесообразно уменьшить на 1,00 и 0,15 % соответственно.
• Углерод, сера и особенно кремний, отрицательно влияющие на длительную прочность, должны содержаться в количестве, максимально близком к нижнему пределу. То же самое относится и к титану как примеси в стали.
• Ниобий эффективно повышает длительную прочность стали. Содержание данного элемента в стали должно находиться на верхнем пределе.
Еще одним направлением практического применения полученных результатов является разработка сокращенного режима двухступенчатого старения, обеспечивающего в условиях производства ОАО «Уралмаш» получение дисков, не уступающих по уровню механических и жаропрочных свойств дискам, термически обработанным по штатной технологии.
Анализ влияния термической обработки (старения)
Было установлено, что повышение температуры нагрева под закалку до 1250 °С сопровождается интенсификацией процессов старения и приводит к повышению уровня максимального упрочнения. Однако высокая температура нагрева под закалку нецелесообразна по двум основным причинам:
• огрубение тонкой структуры, разнозер-нистость и рост зерна;
• невозможность обеспечить высокотемпературный нагрев под закалку в производственных условиях на электропечах сопротивления из-за отсутствия надежных материалов для спиралей.
Для стали 37Х12Н8Г8МФБ рекомендованы несколько режимов термической обработки, предусматривающих в первую очередь определенные температурно-временные параметры старения. Кроме того, отмечено, что жаропрочные свойства стали можно получить благодаря различным сочетаниям температуры и времени старения, и эти свойства весьма чувствительны к режиму данного процесса. Выше отмечалось, что длительная прочность металла дисков из стали 37Х12Н8Г8МФБ поч-
ти на 82 % определяется структурой, не связанной (в пределах изученных концентраций) с химическим составом стали.
Для проверки этого положения в лабораторных условиях было обработано 120 контрольных образцов по 18 различным вариантам двухступенчатого старения, рекомендованным технической литературой, применяемым на практике и составленным на основании изучения кинетики старения и изменения тонкой структуры. Все образцы были взяты из семи дисков одной и той же плавки.
В результате компьютерных статистических исследований получено уравнение регрессии для зависимости длительной прочности от температурно-временных параметров старения, полная статистическая характеристика которого приведена в табл. 2 с оценками точности и надежности. Уравнение регрессии:
т = 799,0 + 0,18^ + 1,07^ - 2,71т,
где 11, ¿2 — температуры старения на первой и второй ступенях.
Также получены следующие эмпирические зависимости (уравнения регрессии) для показателей пластичности от температурно-времен-ных параметров старения:
5 = -176,02 + 0,01^ + 0,05т1 +0,21£2 + 0,67т2;
у = -270,89 + 0,02^ +0,12т1 + 0,32^ + 1,01т2.
где т1, т2 — время выдержки на первой и второй ступенях соответственно.
Анализ статистических характеристик полученных эмпирических зависимостей показал, что длительная прочность и пластичность стали (в пределах изученных параметров) определяются в основном температурой и временем выдержки на второй ступени
Таблица 2
Статистическая характеристика уравнения регрессии для зависимости длительной прочности стали 37Х12Н8Г8МФБ от температурно-временных параметров старения при температуре 650 °С и напряжении 38 кг/мм2 (объем выборки — 120; коэффициент множественной корреляции Я ± 95 %-й доверительный интервал ро 95 = 0,66 + 0,10; стандартная ошибка оценки 5 — 19,9)
Фактор Диапазон изменения X1 Среднее арифметич. значение XI * Среднее квадратич. отклонение SXi Коэффициент частной корреляции Гц Коэффициент регрессии щ ± 95%-й доверит. интервал а0,д5
X лтах X ^тт
Длительная прочность т, ч 14 144 83,2 26,5 - 799,00 ± 3,60
Первая ступень
температура старения ¿1, °С 650 710 678,8 20,7 -0,16 0,18 ± 0,18
время выдержки Т1, ч 10 20 17,6 3,9 31,00 2,23 ± 1,26
Вторая ступень
температура старения ¿2, °С 750 820 789,8 19,5 -0,61 -1,07 ± 0,25
время выдержки Хд, ч 6 18 12,0 6,0 -0,48 -2,71 ± 0,90
старения. Для длительной прочности коэффициенты частной корреляции температуры и времени выдержки (0,61 и 0,48) на второй ступени старения в 4,0 и 1,5 раза соответственно больше коэффициентов частной корреляции температуры и времени выдержки (0,16 и 0,31) на первой ступени старения. Очевидно, температура старения на второй ступени не должна значительно отличаться от температуры старения на первой, а время выдержки на второй ступени должно быть минимальным. Это подтверждают данные о кинетике старения и тонкой структуре. При температуре 800 °С уже после относительно небольших выдержек (4 ч) начинают интенсивно развиваться процессы коагуляции фаз и разупрочнения стали.
При длительных испытаниях пластические свойства стали (в пределах изученных параметров) еще в большей мере определяются температурой и временем выдержки на второй ступени старения. Для такого показателя пластичности, как удлинение, коэффициенты частной корреляции температуры и времени (0,77 и 0,74) на второй ступени старения на целый порядок больше, чем соответствующие коэффициенты частной корреляции (0,064 и 0,052) на первой ступени старения. Аналогичное явление имеет место и для сжатия при длительных испытаниях. При этом необходимо отметить достаточно высокую степень надежности уравнений регрессии для показателей пластичности стали (удлинения и сжатия), о чем свидетельствует высокий уровень коэффициентов множественной корреляции (0,81 и 0,83).
Таким образом, проведенный статистический анализ, а также данные по кинетике старения и тонкой структуре стали показывают, что улучшить свойства длительной прочности стали и сократить режим старения можно за счет выбора оптимальных температур-но-временных параметров старения. Анализ полученных зависимостей позволил получить оптимальные (в пределах изученных) темпера-
турно-временные параметры двухступенчатого старения, обеспечивающие максимальные значения длительной прочности при условии получения твердости в пределах 293-302 НВ, а именно:
• температура старения на первой ступени — 700 °С;
• время выдержки на первой ступени старения — 15 ч;
• температура старения на второй ступени — 790 °С;
• время выдержки на второй ступени старения — 6 ч.
Итак, полученный путем аналитического расчета режим старения существенным образом отличается как от режима старения, применяющегося в ОАО «Уралмаш», так и от сокращенного двухступенчатого режима. Для экспериментальной оценки полученного режима термообработки были проведены контрольные испытания на длительную прочность образцов, изготовленных из одной технологической пробы диска и обработанных в лабораторных условиях по вышеуказанным режимам. Закалка заготовок всех образцов проводилась в одной садке от температуры 1150 °С. Результаты испытания приведены в табл. 3. Полученные данные показывают, что разработанный сокращенный двухступенчатый режим старения обеспечивает получение более высоких значений длительной прочности по сравнению с известным сокращенным режимом старения. В то же время по результатам длительной прочности и пластичности этот режим не уступает тому, который применяется на заводе для обработки дисков.
Дальнейшая проверка разработанного режима старения проводилась в производственных условиях на партии дисков в количестве трех штук, в дальнейшем осуществлялась разрезка и исследование качества металла, определение механических и жаропрочных свойств одного диска, постановка на стендовые испытания двух других дисков. Для обработки по опытному режиму старения использовались рядовые
Таблица 3
Результаты контрольных испытаний на длительную прочность образцов, обработанных в лабораторных условиях
Режим термообработки (старение) Время, ч Номер образца Диаметр отпечатка мм Время до разрыва т, ч Удлинение, % Сжатие ф, %
Начало 50 Конец Ад
Применяемый в ОАО «Уралмаш»
670 °С 20 1 3,55 87 0,58 2,5 2,5
770 °С 18 2 3,50 69 0,43 2,1 2,3
Разработанный
700 °С 15 3 3,50 65 0,38 2,1 2,0
790 °С 6 4 3,50 70 0,42 2,7 2,9
диски, откованные и закаленные по стандартной технологии. Для объективной оценки свойств металла дисков, состаренных по опытному режиму, они сравнивались со свойствами металла диска, обработанного по стандартному режиму и подвергнутого разрезке и исследованию по той же схеме.
Изготовление и исследование опытной партии дисков
Термическая обработка опытных дисков проводилась в тех же электрических нагревательных печах, где осуществляется термическая обработка дисков, изготавливаемых по технологии, принятой на заводе. Согласно действующей в ОАО «Уралмаш» инструкции по термической обработке дисков, после горячей обработки давлением и механообработки в размер они подвергались закалке в воду от температуры 1150 °С. Старение дисков по сокращенному
двухступенчатому режиму проводилось в условиях, не отличающихся от тех, в которых обрабатываются диски по заводской технологии. С этой целью недостающее до полной садки количество дисков было заменено бракованными. Помещение опытных дисков в печь на старение проводилось при температуре на первой ступени 700 °С. После двухступенчатого старения диски охлаждались на спокойном воздухе.
После термической обработки опытные диски подвергались полировке по торцевым поверхностям для ультразвукового и макроконтроля в соответствии с действующими в ОАО «Уралмаш» техническими условиями. Макроконтроль проводился после травления торцевых поверхностей дисков реактивом «царская водка». Ультразвуковому контролю с помощью дефектоскопа УДМ-1М подлежали обе торцевые поверхности.
В результате макроконтроля опытных дисков не было обнаружено каких-либо дефектов
Таблица 4
Результаты технологического контроля механических и жаропрочных свойств опытных дисков и дисков тех же плавок, обработанных по заводской технологии
Номер образца Механическое свойство Жаропрочное свойство*
Условный предел текучести СТ0;2' 2 кгс/мм Предел прочности СТЬ, 2 кгс/мм2 Удлинение 5, % Относит. сужение Ф, % Ударная вязкость 2 кгс/мм2 Диаметр отпечатка по Бринеллю й, мм Длительная прочность т, ч Удлинение 5, % Относит. сужение Ф, %
1 72,5 104,8 20,0 33,8 — 3,45 74 2,2 2,0
2 72,5 104,0 22,0 31,0 5,5 3,45 65 2,2 1,8
3 73,0 105,0 24,0 28,1 — 3,45 — — —
4 71,5 103,8 24,0 38,1 5,5 3,45 — — —
1 66,5 101,5 25,2 38,1 — 3,50 60 4,2 4,3
2 66,3 100,2 24,0 37,6 4,4 3,45 54 3,0 3,4
3 68,0 101,4 23,2 39,6 — 3,50 — — —
4 67,7 101,4 24,0 37,6 5,0 3,50 — — —
1 64,2 100,0 24,0 36,5 — 3,50 45 4,4 4,8
2 66,5 102,5 22,8 34,4 4,7 3,55 49 3,6 4,0
3 68,5 104,2 22,0 37,6 — 3,50 — — —
4 68,0 104,2 22,0 36,0 5,0 3,55 — — —
1 73,0 104,2 24,0 38,1 — 3,45 77 2,0 2,0
2 75,0 104,0 26,0 34,4 3,7 3,45 59 1,6 1,6
3 72,5 103,5 24,0 31,4 — 3,45 — — —
4 74,0 104,2 22,0 33,8 3,7 3,45 — — —
1 67,5 103,0 24,0 31,4 — 3,50 48 3,2 3,0
2 69,5 105,0 20,8 34,0 5,0 3,45 64 2,8 2,0
3 68,5 102,0 24,0 37,5 — 3,45 — — —
4 68,5 102,0 22,0 36,0 4,7 3,50 — — —
1 65,8 101,0 20,0 36,5 — 3,45 43 4,6 4,4
2 68,8 102,0 22,0 33,8 4,2 3,45 50 2,8 2,4
3 68,8 105,0 24,0 34,0 — 3,50 — — —
4 67,0 101,0 24,0 33,2 3,7 3,45 — — —
термического, металлургического или ковочного характера, которые свидетельствовали бы о некачественном состоянии металла этих дисков. Прозвучиваемость опытных дисков была удовлетворительной и соответствовала требованиям технических условий. Внутренних дефектов в результате ультразвукового контроля выявлено не было.
Таким образом, по качеству металла, определенному благодаря макро- и ультразвуковому контролю, диски, обработанные по сокращенному режиму двухступенчатого старения, не отличаются от дисков, выпускаемых по заводской технологии, и удовлетворяют требованиям технических условий.
Для контроля механических и жаропрочных свойств, предусмотренного техническими условиями, из ободной части опытных дисков, прошедших термическую обработку, вырезалась технологическая проба в виде кольца сечением 15 х 15 мм. Перечислим технические условия на механические и жаропрочные свойства дисков из стали 37Х12Н8Г8МФБ, определяемые на технологических пробах:
• условный предел текучести С0 2 — не менее 60 кгс/мм2;
• предел прочности с — не менее 90 кгс/мм2;
• относительное удлинение 5 — не менее 13 %;
• относительное сужение ф — не менее 18 %;
• ударная вязкость ад — не менее 2,5 кгс/мм2;
• диаметр отпечатка по Бринеллю 1 — 3,45-3,70 мм1;
• длительная прочность при температуре Т = 650 °С, пределе с = 38 кгс/мм2 — не менее 35 ч.
Результаты технологического контроля механических и жаропрочных свойств опытных дисков и дисков тех же плавок, обработанных по заводской технологии, представлены в табл. 4.
Полученные результаты показывают, что определенные путем технологических проб механические и жаропрочные свойства металла дисков, обработанных по сокращенному режиму двухступенчатого старения, однородны по периметру дисков, удовлетворяют требованиям технических условий и практически не отличаются от свойств металла дисков тех же плавок, обработанных по заводской технологии.
Исследование макро- и микроструктуры, механических и жаропрочных свойств по сечению опытного диска
Для более подробного изучения качества металла, механических и жаропрочных свойств
1 Все перечисленные механические свойства указаны при
температуре 20 °С.
дисков, обработанных по сокращенному режиму старения, и сравнения их со свойствами дисков, сделанных по существующей технологии, проводилось специальное исследование. С этой целью один опытный диск и диск той же плавки, обработанный по заводской технологии, разрезались по схеме, предусматривающей получение свойств в различных по сечению зонах диска в двух диаметрально противоположных точках.
Механические и жаропрочные свойства исследуемых дисков в тангенциальном и радиальном направлениях анализировались в трех зонах: ободной, средней (на половине радиуса) и центральной. Механические и жаропрочные свойства в тангенциальном направлении определялись по высоте диска в диаметрально противоположных точках, свойства в радиальном направлении — на половине высоты диска.
Кроме получения механических и жаропрочных свойств схема разрезки предусматривала изучение макроструктуры на темплетах, вырезанных в направлении поперечного сечения диска. Макроструктура диска, обработанного по сокращенному режиму двухступенчатого старения, в основном однородна. Некоторые различия, наблюдающиеся в макроструктуре разных зон диска, характеризуют протекание деформационных процессов при осадке поковки диска. В верхней части центральной зоны диска наблюдается участок с остатками литой структуры. Наличие такого участка является характерным для дисков, изготавливаемых по технологии, принятой в ОАО «Уралмаш», и свидетельствует о затрудненности протекания деформационных процессов в верхней части центральной зоны при осадке поковок на прессе. В средней по высоте части диска наблюдается также характерная для поковок зона наибольшего течения металла.
Макроструктура центрального поперечного темплета, вырезанного из диска, обработанного по заводской технологии, имеет те же характерные особенности и практически не отличается от макроструктуры диска, подвергнутого старению по сокращенному режиму.
Исследование микроструктуры проводилось на образцах, вырезанных из центральных поперечных темплетов в ободной, средней и центральной зонах по высоте исследуемых дисков. Для травления шлифов использован реактив: 100 г этилового спирта, 8 г соляной кислоты, 4 г пикриновой кислоты. Металлографическое изучение микроструктуры проводилось с помощью микроскопа «ЭПИТИП» при увеличении х100.
В результате металлографического исследования установлено, что по всему сечению дисков наблюдается однородная мелкозернистая (балл 5-6) структура. Лишь в верхней части центральной зоны диска обнаружены остатки неразбитой литой структуры в виде крупных (1 балл) зерен. Карбидная фаза, выделившаяся в процессе старения, достаточно мелкодисперсная и распределена равномерно по телу зерна, плотность дислокаций и размеры блоков мало отличаются от рассмотренных ранее. Микроструктура металла диска, обработанного по заводской технологии, практически не отличается от микроструктуры металла диска, подвергнутого старению по опытному режиму.
Механические свойства (как прочностные, так и пластические) металла диска, обработанного по опытному режиму старения, определенные по сечению в различных зонах диска, обладают некоторой неоднородностью, характерной для крупных поковок. Такая характеристика механических свойств, наблюдаемая по высоте диска, объясняется особенностями схемы деформации поковки и различной скоростью охлаждения разных по высоте участков диска при закалке.
Снижение прочностных свойств металла в среднем по высоте участке диска обусловлено, по-видимому, меньшей скоростью охлаждения этих участков при закалке, которая приводит к выделению в процессе охлаждения карбидной фазы в грубодисперсной форме и уменьшению количества мелкодисперсных карбидов, ответственных за упрочнение, при последующем старении. Низкая пластичность образцов, вырезанных в тангенциальном направлении в верхней части центральной зоны диска, связана, вероятно, с наличием в металле остатков неразрушенной литой структуры. Однородность пластических свойств металла по высоте диска в ободной и средней зонах свидетельствует о достаточной для прогрева массы диска температуре и времени выдержки второй ступени старения, необходимом для коагуляции мелкодисперсной карбидной фазы, выделившейся на первой ступени старения. Сравнение данных показывает, что механические свойства металла диска, обработанного по сокращенному режиму двухступенчатого старения, находятся в пределах технических условий и не уступают свойствам металла диска, выпущенного по заводской технологии.
Неоднородность жаропрочных свойств, наблюдаемая по сечению в различных зонах диска, является характерной для крупных поковок (какими являются исследуемые диски) и,
как отмечалось, обусловлена схемой деформации и разными скоростями охлаждения при закалке этих участков. С увеличением расстояния от ободной зоны к центру диска длительная прочность металла снижается. Наиболее низкой длительной прочностью обладает металл в центральной зоне. Наблюдается также некоторое снижение длительной прочности и возрастание пластичности в средней по высоте части диска. Особенно низкие значения длительной прочности металла в верхней части центральной зоны диска связаны, по-видимому, с наличием в структуре крупных литых зерен. Сравнение данных показывает, что металл диска, обработанного по сокращенному режиму двухступенчатого старения, по длительной прочности не уступает металлу диска, сделанного по заводской технологии, а по пластичности несколько превосходит его.
Таким образом, результаты исследования опытной партии дисков, обработанных по сокращенному режиму двухступенчатого старения, свидетельствуют о том, что по качеству металла, механическим и жаропрочным свойствам опытные диски полностью соответствуют требованиям технических условий и не уступают дискам, сделанным по заводской технологии. В условиях дефицита термического оборудования в ОАО «Уралмаш» разработанный режим двухступенчатого старения (700 °С — 15 ч и 790 °С — 6 ч) может найти применение при термической обработке различного рода поковок из стали 37Х12Н8Г8МФБ.
Выводы
1. Длительная прочность и пластичность металла дисков из стали 37Х12Н8Г8МФБ зависят от содержания легирующих элементов в пределах марочного состава. Наиболее существенное влияние на эти свойства оказывают элементы, определяющие дисперсионное упрочнение, особенно ванадий.
2. При выплавке стали 37Х12Н8Г8МФБ содержание марганца, ниобия и ванадия в стали должно находиться на верхнем пределе марочного состава. Углерод и никель, слабо влияющие на длительную прочность, а также кремний, отрицательно сказывающийся на последнем параметре (в пределах изученных концентраций), должны находиться на нижнем пределе по содержанию. В стали должно быть наименьшее количество примесей: фосфора, серы, титана.
3. Главными параметрами режима старения, определяющими уровень длительной прочности и пластичности металла дисков
(при условии получения заданного уровня прочностных свойств), являются температура и время выдержки на второй ступени старения.
4. Удалось снизить время старения с 38 до 21 ч. Сокращенный двухступенчатый режим старения обеспечивает получение дисков из стали 37Х12Н8Г8МФБ, не уступающих по уровню механических и жаропрочных свойств дискам, обработанным по заводской технологии. Предлагаемый режим дает возможность увеличить пропускную способность термических печей и сократить капи-
тальные затраты на строительство специального закалочно-отпускного агрегата в термическом цехе завода «Уралмаш».
Литература
1. Захаров В. Н. Влияние легирования и термической обработки на структуру и свойства аустенит-ных жаропрочных сталей типа 37Х12Н8Г8: Дис. ... канд. техн. наук. Свердловск, 1975. 134 с.
2. Коцарь С. Л., Поляков Б. Н., Макаров Ю. Д. и др. Статистический анализ и математическое моделирование блюминга. М.: Металлургия, 1974. 280 с.
УДК 621.421.34: 621.318.12
Энергия кавитации как «дополнительный инструмент» в повышении эффективности в процессах комбинированной обработки
А. М. Долгих, С. В. Коноплянкин, Е. А. Яковлев, Н. А. Яковлев
Ключевые слова: электроалмазная резка, кавитация, газовая фаза, режущий инструмент, гидроочистка, микрорезание.
Введение
В настоящее время в производстве электронных приборов широко применяются композиционные материалы, в том числе металлокерамические высокоэнергоемкие магнитные сплавы на кобальтовой основе. Так, например, интерметаллическое соединение самария (~ 37 %) с кобальтом (~ 67 %) обладает уникальными физико-механическими свойствами в пределах: твердость ИИС 56-58, напряжение сжатия ссж = 270 -г 350 МПа, температура фазовых структурных превращений 0 < 350 г 600 °С.
Сегодня рассматриваемые материалы эффективно обрабатываются только в комбинированных процессах электроалмазного формообразования (КЭАФ), основанных на одновременном воздействии на обрабатываемый материал алмазного микрорезания и электрохимического (анодного) растворения определенной части технологического припуска. Процессы КЭАФ отличаются высокой эффективностью дифференциальных характеристик, большой номенклатурой труднообрабатываемых материалов, в том числе и композиционных на кобальтовой основе.
Исследования и анализ результатов
На практике процессы КЭАФ обладают рядом недостатков, среди которых наиболее важно выделить следующие:
• снижение производительности и технологические потери по макро- и микротрещинам при форсировании механической составляющей, приводящее к засаливанию алмазоносной режущей части электрода-инструмента (ЭИ) и развитию электроконтактных явлений в межэлектродном зазоре;
• неудовлетворительные условия эвакуации продуктов комбинированной обработки, повышенный расход алмазов и энергоемкость процесса при использовании обратной составляющей переменного технологического тока, необходимого для восстановления режущей способности алмазоносной части ЭИ.
Показанные ограничения снижают эффективность технологии, что особенно проявляется на операциях разрезания и профилирования узких пазов (рис. 1), выполняемых в процессах электроалмазной резки. Поэтому поиск направлений совершенствования этой технологии является актуальным и представляет определенный научно-практический интерес.
