Термообработка валковых сталей 9х и 9х2, полученных методом ЭШП

Раздел 2 ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО И СИНТЕЗ НОВЫХ СПЛАВОВ

УДК 621.771.07

К.Н. Вдовин, Л.Г. Егорова, М.А. Лисовская, А.Н. Емелюшин

ФГБОУВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г. И. Носова»

ТЕРМООБРАБОТКА ВАЛКОВЫХ СТАЛЕЙ ЭХ И 9X2, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ЭШП*

Термическая обработка является важнейшей и ответственной операцией в производстве рабочих валков холодной прокатки, обеспечивающей необходимую твердость и соответствующие эксплуатационные свойства. Термическая обработка прокатных валков производится в два этапа. Сначала осуществляется предварительная термическая обработка, которая формирует структуру, позволяющую осуществлять механическую обработку. После механической обработки производится окончательная термическая обработка, при которой формируется активный поверхностный слой, во многом определяющий качество готового прокатного валка. При этом вследствие интенсивных режимов охлаждения (закалка водой), характерных для окончательной термообработки, в прокатном валке возникают значительные остаточные напряжения, оказывающие первостепенное влияние на прочность валка как до, так и после начала эксплуатации.

Перед окончательной закалкой стальные валки подвергают улучшению - закалка валка в масле и последующий высокий отпуск. Главным процессом при улучшении является аустенизация с последующим перлитным превращением.

В сталях 9Х и 9X2 перлит превращается в аустенит при 740-760°С, при этом в аустенит переходит лишь то количество карбидов, которое соответствует эвтектоидному составу по содержанию углерода (0,7-0,72% С). Остальные карбиды растворяются по ме-

* Работа выполняется в рамках Федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» (гос. контр. № 02.740.11.0509).

© Вдовин К.Н., Егорова Л.Г., Лисовская М.А., Емелюшин А.Н., 2011

ре роста температуры. Нерастворенные карбиды являются центрами кристаллизации при охлаждении стали. Образование аусте-нитной фазы начинается около карбидов, лежащих на границах ферритного и перлитного зерна, и распространяется в пределах старых зерен. Величина зерна, полученного после завершения процесса образования аустенита, зависит от величины зерна перлита и степени дисперсности карбидных частиц. Для сталей 9Х и 9X2 температура относительного выравнивания концентрации аустенита 870-890°С является верхним пределом, при котором возможно образование зернистого перлита [1].

Для исследования микроструктуры был проведен металлографический анализ темплетов прокатных валков. Макроструктуру анализировали на специально вырезанных из бочки валка темплетах.

В результате исследований микроструктуры стали 9Х после улучшения установили, что она состоит на 100 % из перлита второго балла (рис. 1, 2). При увеличении в 1000 раз карбидов не обнаружили. Исследование микротвердости образцов подтвердило наличие перлита. В центре валка микротвердость составила 2863,8 НУ, а на рабочей поверхности - 2911,8 ИУ.

Рис. 2. Панорама изменения микроструктуры по сечению валка

В качестве окончательной термической обработки провели прочно утвердившийся в отечественной практике непрерывно последовательный метод индукционного нагрева токами промышленной частоты [2]. В результате такой термообработки фазовая микроструктура поверхностного закаленного слоя валка представляет собой мартенсит с остаточным аустенитом. Размер игл мартенсита составляет 6-7 баллов по шкале ГОСТ и представляет среднезернистый и крупнозернистый мартенсит. Содержание остаточного аустенита примерно 20%.

Структура металла сердцевины состоит из пластинчатого перлита. Зернистый перлит отсутствует. Структура перлита соответствует первому баллу по шкале ГОСТ. Доля мелкопластинчатого перлита (четвертый балл) составляет примерно 10%. Также имеются участки в начальной стадии коагуляции перлита (рис. 3).

Рис. 3. Микроструктура закаленного слоя образца

Для исследования твердости образец разделили на три зоны

Результаты измерения твердости и микротвердости по трем зонам представлены в таблице.

Результаты измерений твердости по длине образца

Номер зоны Твердость по длине образца через 10 мм, ИРО Микротвердость, МПа

1 57 60 60 55 60 62 60 60 7948

2 42 49 49 45 44 41 43 45 40 4085

3 31 33 31 3154

Твердость по длине образца до центра, измеренная через 10 мм: 44, 36, 35, 33, 32, 31, 33, 33, 33, 31

Микроструктура слоя № 1 состоит из мартенсита + карбиды

+ остаточный аустенит (рис. 4).

Рис. 4. Микроструктура образца (слой № 1) х500

Микротвердость слоя № 2 - 4085 МПа, а слоя № 3 -3154 МПа. Исследования показали, что количество неметаллических включений в металле после электрошлакового переплава металла незначительно.

При циклическом контактном нагружении структурная неоднородность поверхностных слоев сопровождается появлением остаточных напряжений тем более высокого уровня, чем значительнее отличаются участки металла по своим физическим свойствам. Такие напряжения ведут к образованию очагов усталостного разрушения и возникновению отслоений. В процессе циклического нагружения большее упрочнение получает незакаленная структура, что связано с развитием высокого уровня растягивающих на-

пряжений в переходной зоне. Поэтому места перехода от одной составляющей структуры к другой являются наиболее опасными с точки зрения концентрации напряжений, что и обусловливает появление трещин и выкрошиваний. Следует отметить важный экспериментальный факт: чем равномернее твердость, а следовательно, чем однороднее структура поверхностных слоев, тем выше стойкость прокатных валков. В связи с этим необходима дальнейшая работа по совершенствованию режимов окончательной термической обработки.

Список литературы

1. Металловедение и термическая обработка стали: справочник. T.II / под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М.: Металлургия, 1991. 462 с.

2. Технология производства валков станов холодной прокатки: практика управления / К.Н. Вдовин, Л.Г. Егоров, A.B. Давыдов // Проблемы теории и практики управления. 2011. №2. С.87-92.

УДК 621.74

И.О. Леушин, A.M. Тимофеев, Ю.А. Зиновьев

ФГБОУВПО «Нижегородский государственный технический университет им. P.E. Алексеева»

ВНУТРИФОРМЕННОЕ МОДИФИЦИРОВАНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНА МАГНИЙСОДЕРЖАЩИМ МОДИФИКАТОРОМС ДОБАВЛЕНИЕМ БОРА

Высокопрочный чугун с шаровидным графитом (ВЧШГ) традиционно считается перспективным конструкционным материалом, применяющимся в машиностроении, металлургии, судостроении и других отраслях. В нем хорошо сочетаются высокие физико-механические и технологические свойства, что позволяет его использовать для изготовления ответственных деталей машин и механизмов, работающих в различных условиях при статических и динамических нагрузках [1,2].

© Леушин И.О., Тимофеев A.M., Зиновьев Ю.А., 2011