Оценка влияния содержания углерода и режима термической обработки на фазовый состав хромованадиевых чугунов

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

Влияние отжига на формирование микроструктуры.
Голубчик Э. М., Копцева Н. В., Мешкова А. И. и др.
л
н
о
о
4 а & lt-и «н о & amp-
5
2800
2400
2000
1600
1200
800
400
0
кромка полосы после отжига
центр полосы после отжига
центр полосы после сварки
ЕЗ максимальная твердость сварного шва 5^ минимальная твердость сварного шва Н твердость основного металла
? разница между максимальной твердостью шва и основным металлом
Рис. 6. Микротвердость лазерного сварного соединения полосы из стали 08пс после непрерывного рекристаллизационного отжига
Выводы
Проведенные исследования по характеру формирования микроструктуры и свойств сварных соединений концов холоднокатаных полос, полученных методом лазерной сварки и подвергнутых рекристаллиза-ционному отжигу в агрегате АНО/АГЦ ММК, позво-
лили сформулировать следующие основные выводы:
1. Суммарная протяженность всех зон сварного шва и околошовной зоны в кромочной и центральной части отожженной полосы по ее ширине различается незначительно.
2. Характер распределения микротвердости по толщине полосы как в кромочной, так и в центральной ее части практически одинаков.
3. Разупрочнение металла как непосредственно после формирования лазерного сварного соединения, так и при последующем отжиге ни в кромочной, ни в центральной частях полосы не наблюдается.
Авторы выражают благодарность С. А. Лукьянову, А. В. Горбунову, К. В. Смирнову, P.P. Курамшину за оказанное содействие и помощь в организации и проведении исследований.
Списоклитературы
Дубровский Б. А., Шиляев П. В., Ласьков С. А., Горбунов А. В., Лукьянов С. А., Голубчик Э. М. Освоение технологий производства проката в новом комплексе холодной прокатки // Сталь. 2012. № 2. С. 63−65. Ефименко Л. А., Прыгаев А. К., Елагина О. Ю. Металловедение и термическая обработка сварных соединений: учеб. пособие. М.: Логос, 2007. 456 с.
Малащенко А. А., Мезенов А. В. Лазерная сварка металлов. М.: Машиностроение, 1984. 44 с.
INFORMATION ABOUT THE PAPER IN ENGLISH
EFFECT OF ANNEALING ON MICROSTRUCTURE AND PROPERTIES OF WELDED JOINTS PRODUCED BY LASER WELDING OF LOW CARBON STEEL STRIPS
Golubchik E.M., Kopceva N.V., Meshkova A.I., Efimova J.J., Nikitenko O.A., Medvedeva E.M.
Abstract. Questions of formation of laser welded joints in cold-rolled strips in a larger continuous technological units are investigated, a new cold rolling mill JSC „MMK“. Metallografic investigation results of welding zone in low carbon rolled steel after continuous annealing using ANO are presented.
Keywords: laser welding, band, microstructure, microhardness, annealing.
References
1. Dubrovsky B.A., Shilyaev P.V., Las'-kov S.A., Gorbunov A.V., Lukyanov S.A. ,
Golubchik E.M. Osvoenie tehnologij proizvodstva prokata v novom kom-plekse holodnoj prokatki. [Mastery rolled steel produced in a new cold rolling mill complex]. Stal'-. [Steel], 2012, no.2. pp. 63−65.
Efimenko L.A., Prygaev A.K., Elagina O. Yu. Metallovedenie i termich-eskaya obrabotka svarnykh soedinenii. [Physical metallurgy and heat treatment of welded joints: Instructional. allowance]. Moscow: logos, 2007, 456 p.
Malashenko A.A., Mezenov A.V. Lazernaya svarka metallov. [Laser welding of metals]. Moscow: Mashinostroenie, 1984. 44 p.
УДК 669. 15−196. 58'26'292: 621. 785. 616 Корягин Ю. Д., Окишев К. Ю., Созыкина А. С.
ОЦЕНКА ВЛИЯНИЯ СОДЕРЖАНИЯ УГЛЕРОДА И РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ХРОМОВАНАДИЕВЫХ ЧУГУНОВ
Аннотация. Рассмотрено влияние содержания углерода и температуры нагрева под закалку на твёрдость и количество остаточного аустенита износостойких чугунов, содержащих 14% хрома и 3% ванадия. Предложена модель для прогнозирования изменения структурного состава и твёрдости высокоуглеродистых хромованадиевых сплавов в зависимости от температуры нагрева под закалку.
Ключевые слова: хромованадиевые сплавы, закалка, температура нагрева под закалку, твердость, остаточный аустенит.
Одним из материалов, способных заменить в некоторых условиях изнашивания дефицитные твёрдые сплавы и вольфрамсодержащие стали, является легированный высокохромистый чугун [1, 2]. Известно, что дополнительно повысить твёрдость и износостойкость хромистых чугунов можно путём термической обработки [2, 3], а также легированием некоторыми элементами, в частности ванадием [4, 5]. Закономерности формирования структуры и свойства хромованадиевых чугунов описаны в ряде работ [4−9]. Целью данной работы было исследование превращений в твёрдом состоянии в чугунах с 14%Сг и 3%V и разработка методики расчётной оценки их фазового состава и твёрдости после закалки.
Была изучена серия из семи сплавов с 14%Сг и 3%V, содержавших от 1,5 до 4,2%С (табл. 1). Выбранное содержание углерода и хрома обуславливает образование в структуре преобладающего количества карбидов типа М7С3, оказывающих положительное влияние на износостойкость.
карбидная фаза большинства исследованных сплавов представлена в основном хромистым карбидом типа М7С3 и небольшим количеством карбидов ванадия- лишь в сплаве с 4,2%С были обнаружены также карбиды типа М3С (см. табл. 1). Микрорентгеноспек-тральное исследование показало, что наряду с хромом и железом в состав комплексного карбида М7С3 входит и ванадий в количестве 7−10%. Это согласуется с данными других исследователей [7, 9, 10].
В зависимости от химического сплавов меняется не только тип и состав карбидных фаз, но и механические свойства. Повышение содержания углерода в чугунах с доэвтектической и эвтектической структурой при постоянной концентрации хрома сопровождается монотонным понижением их предела прочно -сти при изгибе си и стрелы прогиба/(см. табл. 1).
Критические точки исследованных сплавов определяли на образцах, предварительно отожжённых в течение 3 ч при температуре 680 °C с целью разложения мартенсита и остаточного аустенита на ферритно-карбидную структуру. Нагрев образцов в печи дилатометра осуществляли со скоростью 5 К/с до температуры 1000 °C, а охлаждение производили либо в кварцевых трубках на воздухе (откатывалась печь дилатометра, скорость охлаждения 15 К/с), либо с печью (0,4 К/с). В первом случае аустенит претерпевал мар-тенситное превращение, а во втором наблюдался распад аустенита по диффузионному механизму. Температуры превращения, полученные при нагреве и охлаждении, приведены в табл. 2.
Таблица 1
Химический состав изученных сплавов, мае. % (остальное — Ре), состав карбидной фазы, твёрдость ШСЭ и механические свойства в литом состоянии
Обозна- чение C, а V Состав карбидной фазы Твёрдость HRCэ Си, МПа /, мм
150Х14Ф3 1,55 13,52 3,08 — - - -
200Х14Ф3 1,91 13,96 3,24 M7Cз + VC 41 — -
250Х14Ф3 2,53 13,70 3,20 M7Cз + VC 43 770 1,92
270Х14Ф3 2,66 13,75 3,07 M7Cз + VC 44 — -
300Х14Ф3 3,05 13,81 3,09 M7Cз + VC 47 727 1,70
350Х14Ф3 3,54 13,79 3,12 M7Cз + VC 48,5 663 1,57
420Х14Ф3 4,20 13,75 3,10 M7Cз + MзC + VC 49,5 — -
Микроструктура чугунов изучалась при помощи оптического микроскопа №орЬо1--2. Объёмная доля карбидной составляющей определялась методом секущих- при подсчёте объёмной доли карбидной фазы для каждого сплава проводили не менее 100 секущих. Количественный и качественный карбидный анализ осуществлялся путём изолирования осадка в электролите, содержавшем (на 1 л) 75 г КС1, 50 мл НС1, 2 г тиомочевины, остальное вода, при плотности тока 0,03 А/см3 при 18 °C в течение 30 мин. Количественное определение содержания элементов в осадке производили обычными методами аналитической химии.
Микроструктуры некоторых исследованных хромованадиевых чугунов, отлитых в песчано-глинистые формы и охлаждённых на воздухе, приведены на рис. 1. В доэвтектических сплавах (рис. 1, а-в) отчётливо видны дендриты первичного аустенита и аусте-нито-хромистокарбидная эвтектика, которая имеет вид „розеток“. Установлено, что повышение содержания углерода сверх эвтектической концентрации, то есть более 3,5% для сплавов с 14% хрома, сопровождается появлением в структуре крупных первичных карбидов (рис. 1, 2). От их периферии развиваются ячейки эвтектики, состоящей из аустенита и карбидов. Проведёнными в работе фазовым и рентгеноструктурным анализами осадков установлено, что
а б
в г
Рис. 1. Микроструктуралитыххромованадиевых сплавов с 14% хрома, х200: а — 150Х14Ф3- б — 200Х14Ф3- в — 300Х14Ф3- г — 420Х14Ф3
Таблица 2
Критические точки и мартенситная точка сплавов, °С
Сплав При нагреве до 1000 Т со скоростью 5 К/с При охлаждении от 1000 Т со скоростью 0,4 К/с При охлаждении от1000°C со скоростью 15 К/с
Ac1 Acз Arз Ar1 Ms
150Х14Ф3 850 890 7 О 7 О СП 280
200Х14Ф3 845 880 7 СП О 7 о о 260
250Х14Ф3 840 5 8 5 7 690 225
300Х14Ф3 805 860 7 О 700 180
350Х14Ф3 7 СО СП 845 7 О 695 150
420Х14Ф3 770 815 730 695 115
Как известно, с повышением температуры аусте-нитизации ледебуритных сплавов возрастает легиро-
ванность твёрдого раствора, что приводит к росту устойчивости аустенита в перлитной области и понижению температуры начала мартенситного превращения. В настоящем исследовании температуру аустенитизации варьировали в интервале 850−1200°С с шагом 25−50°С- время выдержки при температуре аустенитизации составляло 60 мин. Кривые зависимости твёрдости закалённых сплавов от температуры аустенитизации обнаруживают характерный максимум твёрдости, который с увеличением содержания углерода в сплавах сдвигается в сторону более низких температур (рис. 2). Значения оптимальных температур закалки сплавов и максимальная твёрдость, достигаемая при этом, приведены на рис. 2, г. Наибольшая твёрдость (HRCЭ 68,068,5) для сплавов с 14% хрома достигается при 3,5% углерода.
О
се
Т, °с
зак'
Т, °с
зак'
Т, °с
зак'
С, мае. % г
Рис. 2. Сопоставление результатов эксперимента и расчёта
Рассмотрим более подробно характер изменения микроструктуры в сопоставлении с кривой изменения твёрдости сплава 300Х14Ф3 в зависимости от температуры нагрева под закалку (рис. 2, б). Его твёрдость достигает максимального значения НКСЭ 68 после закалки от 950 °C (рис. 2, а), затем постепенно снижается и при закалке от температуры 1200 °C становится равной НКСЭ 50. По-видимому, при 1150−1200°С происходит интенсивное понижение температуры М8 вследствие растворения не только карбидов типа М7С3, но и карбидов ванадия [10]. Химический анализ карбидных осадков сплава 300Х14Ф3 показал, что с повышением температуры от 900 до 1150 °C концентрация углерода в аустените увеличивается от 0,7 до 1,25% при одновременном увеличении содержания хрома от 3,1 до 6,5% (рис. 3, а).
Для расчётной оценки влияния температуры нагрева под закалку на структуру и твёрдость хромованадиевых сплавов используем методику, описанную в работе [11] применительно к тройным сплавам Ге-Сг-С. Хотя ванадий частично растворяется в карбидах М7С3, для простоты будем считать, что он полностью находится в виде карбидов УС, имеющих стехиометрический состав и не растворяющихся при нагреве, а железо, хром и углерод при нагреве под закалку приходят к термодинамическому равновесию.
Поскольку хУ молей ванадия связывают в карбид ДхС = хУ молей углерода, то массовая доля карбида УС будет равна
/УС =У • (1 + АС/АУ) = 1,2358• & lt- = 0,0383, (1а)
а при расчёте фазовых равновесий вместо исходных концентраций элементов в сплаве wC иСг следует использовать эффективные значения:
_ _ *С — wУ • Дс/Л _ *С -0,2358• *0.
этом у-фаза обогащается углеродом и обедняется хромом (рис. 3).
1 -*У • (1 + АС/АУ) 1 -1,2358•
1 -*У • (1 + АС/АУ) 1 -1,2358•
(16)
(1»)
(Ас и АУ — атомные массы углерода и ванадия).
Расчёт термодинамического равновесия в тройном сплаве Ге-Сг-С такого состава осуществлялся с использованием термодинамической модели Ли [12] путём численного решения системы, содержащей уравнения равенства химических потенциалов компонентов в фазах [13] и уравнение, отражающее баланс концентраций (правило рычага). В изученном диапазоне температур и составов все сплавы находятся в области равновесия у-твёрдого раствора (аустенита) и карбида (Сг, Ге)7С3- лишь у сплава с 4,2%С ниже 940 °C фигуративная точка оказывается в трёхфазной области у+М7С3 + М3С. С ростом содержания углерода в сплавах количество карбида М7С3 растёт, а равновесное содержание хрома в нём снижается. При
о
го
О
О
. о
СО

-& amp-
О
ю
то
о
со
I-
о
ф
Т
с-
о
Т, °С
зак'
о
о
0,4
0,0
С, мае. % б
Рис. 3. Концентрация элементов в аустените и количество карбидной фазы в сплаве 300Х14Ф3 после нагрева до различных температур (а- точки -эксперимент, линии — расчёт) и рассчитанное содержание хрома и углерода в аустените при различных температурах (б) взависимости от общего содержания углерода в сплавах
Чтобы определить твёрдость сплава после закалки, необходимо оценить положение его мартенситной точки, количество мартенсита и остаточного аустенита и твёрдость всех фаз. Для расчёта положения М8 в [11] применялась специально подобранная эмпирическая формула, однако в данной работе вместо неё были использованы формулы, описывающие положение мартенситных III и 1У ступеней у^а-превращения в сплавах Ге-Сг-С по данным [14−17]:
M «ш =
I 54G — 8 • Cry- (38G + 2б • Crу) • Cy при Cry & lt- 4- [54G — 8 • Cry- (22G + бб • Cry) • Cy при Cry & gt- 4-
(2a)
1У _ 1420 — 5 • Сг1 — (206 +13,5 • Сгу) • Су при Сгу & lt- 6- 8 [420 — 5 • Сгу- (116 + 28,5 • Сгу) • Су при Сгу& gt- 6-
в качестве действительной величины М8 принимается более высокая из двух:
Ms = max (M™, MsIV).
(2e)
Количество остаточного аустенита оценивали по формуле Койстинена-Марбургера 5.
/аост = exp (-0,011(M, -Toxji)) ,
(3)
где Гохл — температура, до которой производится охлаждение (20°С). 7
Выражения для микротвёрдостей карбидов, мартенсита и остаточного аустенита приведены в [11]- вклад всех фаз в общую твёрдость сплава считался 8 аддитивным.
Пример результатов расчёта для сплавов с 3,0- 3,5 9
и 4,2%С показан на рис. 2, а-в. На рис. 2, г приведена также расчётная зависимость температуры нагрева под закалку Ттах, обеспечивающей максимальную твёрдость, и величины максимальной твёрдости от содержания углерода в сплаве (пунктиром указана полоса разброса, соответствующая отклонению Ттах ц
на 0,5 единицы HRC от максимального значения). В целом наблюдается хорошее согласие с экспериментом- отличия несколько увеличиваются при высоких 12 температурах нагрева, возможно, из-за неточности формулы (26) при повышенных содержаниях хрома и 13.
углерода в аустените. 14
Выводы
Исследованы закономерности формирования ^ структуры и свойств хромованадиевых чугунов с 14%Сг и 3%У. Установлено, что ванадий находится не только в твёрдом растворе и входит в состав кар- ^
бида М7С3, но и образует собственные карбиды УС.
На основании анализа структуры и свойств определены оптимальные температуры закалки, обеспечиваю- 17
щие максимальную твёрдость. Предложена методика
прогнозирования твердости сплавов в зависимости от состава и температуры нагрева под закалку.
Список литературы
1. Мирзаев Д. А., Мирзаева Н. М., Емелюшин А. Н. Ледебу-ритные сплавы для инструментов, обрабатывающих
(26) графит // Металловедение и термическая обработка ме-
таллов. 1988. № 7. С. 31−34.
2. Емелюшин А. Н., Мирзаев Д. А., Мирзаева Н. М. и др. Металловедение, физика и механика применительно к
процессу обработки графитированных материалов. Структура и износостойкость инструментов. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г. И. Носова, 2002. 200 с.
Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны: структура и свойства. М.: Металлургия, 1983. 176 с.
Жуков А. А. Сильман Г. И., Фрольцов М. С. Износостойкие отливки из комплексно-легированных белых чугунов. М.: Машиностроение, 1984. 104 с.
Емелюшин А. Н. Разработка нового класса ледебуритных сплавов для инструментов, обрабатывающих неметаллические материалы в условиях умеренного нагрева режущей кромки: автореф. дис. … д-ра техн. наук. Челябинск, 2000. 44 с.
Корягина Т. И., Ибрагимов Х. М. Влияние режимов термической обработки на твёрдость и износостойкость хромованадиевых чугунов // Вопросы производства и обработки стали. Челябинск: ЧПИ, 1983. С. 91−95. Maratray F., Poulalion A., Fillit R., Bruyas H. The role of vanadium in high chromium white irons. Bulletin du cercle d'-etudes des metaux, 1983, vol. 15, no.4. pp. 17−34.
Колокольцев B.M., Петроченко E.B., Молочков П. А. Структура и износостойкость хромованадиевых чугунов // Изв. вузов. Чёрная металлургия. 2004. № 7. С. 25−28.
Петроченко Е. В., Валишина Т. С. Влияние химического состава, условий кристаллизации и режимов термической обработки на особенности микроструктуры, механические и специальные свойства белых хромованадиевых чугунов // Изв. вузов. Чёрная металлургия. 2009. № 2. С. 39−42.
Сильман Г. И., Фрольцов М. С., Жуков А. А., Прудников А. Н. Особенности микроструктуры и распределения элементов в комплекснолегированных белых чугунах // Металловедение и термическая обработка металлов. 1981. № 1. С. 52−55.
Окишев К. Ю., Созыкина А. С. Изменение структуры и твёрдости высокохромистых сталей и чугунов с температурой нагрева под закалку // Вестник Южно-Уральского государственного университета. Серия «Металлургия». 2011. № 14. Вып. 16. С. 67−70.
Lee B. -J. On the stability of Cr carbides // CALPHAD. 1992. V. 16. No. 2. P. 121−149.
Попов В. В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. 380 с. Мирзаев Д А., Штейнберг М. М., Пономарёва Т. Н., Счастливцев В. М. Влияние скорости охлаждения на положение мартенситных точек. Углеродистые стали // Физика металлов и металловедение. 1979. Т. 47. Вып. 1. С. 125−135.
Мирзаев Д. А., Карзунов С. Е., Счастливцев В. М., Яковлева И. Л., Харитонова Е. В. Гамма^альфа превращение в низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr // Физика металлов и металловедение. 1986. Т. 61. Вып. 2. С. 331−338.
Мирзаев Д. А., Карзунов С. Е., Счастливцев В. М., Яковлева И. Л., Харитонова Е. В. Особенности мартенситного и бейнитного превращения в хромистых сталях // Физика металлов и металловедение. 1986. Т. 62. Вып. 2. С. 318−327.
Счастливцев В. М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994. 288 с.
INFORMATION ABOUT THE PAPER IN ENGLISH
ESTIMATION OF CARBON CONTENT AND HEAT TREATMENT EFFECTS ON PHASE COMPOSITION OF CHROMIUM-VANADIUM CAST IRONS
Koryagin Yu.D., Okishev K. Yu., Sozykina A.S.
Abstract. The paper considers the effect of carbon content and heating temperature on hardness and the amount of retained austenite after quenching in wear-resistant cast irons containing 14% chromium and 3% vanadium. A model for calculation of structural composition and hardness of high-carbon alloys containing chromium and vanadium quenched from a certain temperature is also proposed.
Keywords: chromium- and vanadium-containing alloys, quenching, heating temperature for quenching, hardness, retained austenite.
References
1. Mirzaev D.A., Mirzaeva N.M., Emelyushin A.N. Ledeburitnye splavy dlja instrumentov, obrabatyvajushhih grafit. [Ledeburite alloys for tools for machining of graphite]. Metallovedenie i termicheskaja obrabotka metallov. [Metal Science and Heat Treatment]. 1988, vol. 30, no. 7, pp. 519−523.
2. Emelyushin A.N., Mirzaev D.A., Mirzaeva N.M. et al. Metallovedenie, ftzika i mekhanika primenitel'-no k protsessu obrabotki grafitirovannykh materi-
alov. Struktura i iznosostoykost'- instrumentov [Metal science, physics and mechanics applied to the process of machining of graphitized materials]. Magnitogorsk: Magnitogorsk state technical university named after G.I. Nosov, 2002. 200 p.
3. Tsypin I.I. Belye iznosostoykie chuguny: struktura i svoystva [Wear-resistant white cast irons: structure and properties]. Moscow: Metallurgiya, 1983. 176 p.
4. Zhukov A.A., Sil'-man G.I., Frol'-tsov M.S. Iznosostoykie otlivki iz kom-pleksno-legirovannykh belykh chugunov [Wear-resistant castings from complex alloyed white cast irons]. Moscow: Mashinostroenie, 1984. 104 p.
5. Emelyushin A.N. Razrabotka novogo klassa ledeburitnykh splavov dlya instrumentov, obrabatyvayushchikh nemetallicheskie materialy v uslovi-vakh umerennogo nagreva rezhushchey kromki. Extented abstract of PhD dissertation. [Development of a new class of ledeburite alloys for tools for machining of non-metallic materials under the condition of moderate heating of cutting edge]. Chelyabinsk, 2000. 44 p.
6. Koryagina T.I., Ibragimov Kh.M. Vliyanie rezhimov termicheskoy obrabotki na tverdost'- i iznosostoykost'- khromovanadievykh chugunov [Effect of heat treatment on hardness and wear resistance of chromium-vanadium cast irons]. Voprosy proizvodstva i obrabotki stali [Problems of production and treatment of steel]. Chelyabinsk: ChPI, 1983. pp. 91−95.
7. Maratray F., Poulalion A., Fillit R., Bruyas H. The role of vanadium in high chromium white irons. Bulletin du cercle d'-etudes des metaux. 1983, vol. 15, no. 4, pp. 17−34.
8. Kolokol'-tsev V.M., Petrochenko E.V., Molochkov P.A. Struktura i iznosostoykost'- khromovanadievykh chugunov [Structure and wear resistance of chromium-vanadium cast irons]. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy Chernaya metallurgiya [Proceedings of higher education institutes. Ferrous metallurgy]. 2004. no.7. pp. 25−28.
9. Petrochenko E.V., Valishina T.S. Vliyanie khimicheskogo sostava, usloviy kristallizatsii i rezhimov termicheskoy obrabotki na osobennosti mikrostruktury, mekhanicheskie i spetsial'-nye svoystva belykh khromovanadievykh chugunov. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy Chernaya metallurgiya [Proceedings of higher education institutes. Ferrous metallurgy]. 2009. no.2. pp. 39−42.
10. Sil'-man G.I., Frol'-tsov M.S., Zhukov A.A., Prudnikov A.N. Osobennosti mikrostruktury i raspredelenia elementov v kompleksno-legirovannykh belykh chugunakh. [Characteristics of the microstructure and distribution of elements in complex-alloy white cast irons]. Metallovedenie i termicheska-ja obrabotka metallov. [Metal Science and Heat Treatment]. 1981, vol. 23, no 1, pp. 64−68.
11. Okishev K. Yu., Sozykina A.S. Izmenenie struktury i tverdosti vysokokhromistykh staley i chugunov s temperaturoy nagreva pod zakalku [Structure and hardness changes with hardening temperature in high-chromium steels and cast irons]. Vestnik Yuzhno-Ural'-skogo gosudar-stvennogo universiteta. Seriya & quot-Metallurgiya"- [Bulletin of South Ural State University. Ser. & quot-Metallurgy"], 2011, no. 14, issue 16, pp. 67−70.
12. Lee B. -J. On the stability of Cr carbides. CALPHAD, 1992, vol. 16, no. 2, pp. 121−149.
13. Popov V.V. Modelirovanie prevrashcheniy karbonitridov pri termicheskoy obrabotke staley [Modelling of carbonitride transformations in heat treatment of steels]. Ekaterinburg: UrO RAN, 2003, 380 p.
14. Mirzayev D.A., Steynberg M.M., Ponomareva T.N., Schastlivtsev V.M. Vlijanie skorosti ohlazhdenija na polozhenie martensitnyh tochek. Uglero-distye stali. [Influence of cooling rate on the position of martensitic transformation points. carbon steels]. Fizika metallov i metallovedenie. [Physics of Metals and Metallography], 1979, vol. 47, no. 1, pp. 102−111.
15. Mirzayev D.A., Karzunov S. Ye., Schastlivtsev V.M., Yakovleva I.L., Kharitonova Ye.V. [Gamma^alpha transformation in low-carbon Fe-Cr alloys]. Fizika metallov i metallovedenie. [Physics of Metals and Metallography], 1986, vol. 61, no. 2, pp. 114−122.
16. Mirzayev D.A., Karzunov S. Ye., Schastlivtsev V.M., Yakovleva I.L., Kharitonova Ye.V. [Peculiarities of martensite and bainite transformations in chromium steels]. Fizika metallov i metallovedenie. [Physics of Metals and Metallography], 1986, vol. 62, no. 2, pp. 100−109.
17. Schastlivtsev V.M., Mirzayev D.A., Yakovleva I.L. Struktura termicheski obrabotannoy stali [Structure of heat treated steel]. Moscow: Metallurgiya, 1994, 288 p.
УДК б21. 778
Загиров Н. Н., Иванов Е. В., Ковалева А. А., Аникина В. И.
ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ и свойств ГОРЯЧЕПРЕССОВАННЫХ ПРУТКОВ, ПОЛУЧАЕМЫХ ИЗ СЫПУЧЕЙ СТРУЖКИ СВИНЦОВОЙ ЛАТУНИ
Аннотация. Рассмотрена схема изготовления горячепрессованных прутков из стружковых отходов свинцовой латуни, не предусматривающая в технологической цепочке плавильный передел. Изучено влияние на структуру и свойства получаемых горячей экструзией прутков типа используемой стружки, формы поперечного сечения пресс-изделия, коэффициента вытяжки.
Ключевые слова: сортная сыпучая стружка, свинцовая латунь, технологическая схема, пруток, брикетирование, горячая экструзия, структура, твердость.
При производстве полуфабрикатов и изделий из цветных металлов и сплавов, в том числе и свинцовых латуней, всегда актуальным остается вопрос вовлечения в производственный оборот образующихся на том или ином этапе их изготовления отходов в виде сыпучей стружки и опилок. Чем мельче стружка, тем технически труднее, энергетически затратнее и, как следствие этого, экономически невыгоднее перерабатывать ее через применяемый в настоящее время плавильный передел. Это обусловлено рядом причин, одна из которых связана с тем, что при загрузке такого рода отходов в плавильную ванну в свободнозасы-панном виде часть металла просто сгорает, часть переходит в шлак, в результате чего выход годного будет относительно невысоким.
Альтернативой традиционному способу переработки сортных сыпучих стружковых отходов может служить подход, основанный на комбинировании приемов порошковой металлургии и традиционных про-
цессов обработки давлением. При реализации его, естественно, должны обязательно учитываться два аспекта. Первый из них связан с удовлетворением каче -ственных характеристик получаемых из стружки изделий требованиям потенциальных потребителей про -дукции, основанных на соблюдении соответствующих технических условий или других регламентирующих документов. Другой заключается в снижении трудоемкости изготовления изделий из стружки за счет перехода от традиционного способа ее переработки к предлагаемому, и как следствие этого, уменьшении себестоимости и цены произведенной продукции.
В работе анализируется только первый из упомянутых выше аспектов, для рассмотрения которого была выбрана сортная сыпучая стружка свинцовой латуни ЛС59−1 разных типов, образование каждого из которых происходило на определенном этапе осуществления производственного процесса изготовления проволоки из литой заготовки в ООО «Туимский

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой