Розвиток теоретичних і технологічних основ виробництва і зміцнення сталевих молольних куль з метою підвищення їхньої якості та експлуатаційної довговічності

Аналіз термокінетичних діаграм (ТКД) розпаду аустеніту дозволив визначити температурно-часові параметри області мінімальної стійкості аустеніту і тип прогартованості дослідних сталей (перлітний чи бейнітний) у залежності від їхнього хімічного складу.

Для зіставлення кінетики розпаду переохолодженого аустеніту з реальним охолодженням сталевих куль було розроблено комп'ютерну програму, що моделює процеси охолодження і структуроутворення в кулях із евтектоїдної сталі при термозміцненні за схемою перерваного загартування із самовідпуском. В основі програми - вирішення рівняння теплопровідності Фур'є-Кірхгофа методом кінцевих різниць:

(4)

де ??- коефіцієнт теплопровідності; ? - коефіцієнт тепловіддачі; с - питома теплоємність; ??- питома вага; tср - температура середовища (охолоджувача); i, k - розбивка радіуса кулі і часу з кроками ?x і ??, відповідно; Кф - коефіцієнт форми (для кулі Кф=3).

Модель враховує зміну теплофізичних параметрів у залежності від температури і фазового стану металу. Величину ? (Вт/м2?оС) в залежності від температури поверхні кулі (tпов) визначали в ході експерименту, що імітує загартування куль ? 60-120 мм в умовах комбінату “Азовсталь”:

a6_,8_=_,____5Чtпов3-----_,_748Чtпов2--+27,3_3Чtпов--+--2683,7;--

--a1__=_,____5Чtпов3-----_,_755Чtпов2--+--28,583Чtпов--+--221_,5;--------

----a12_=_,____5Чtпов3-----_,_763Чtпов2--+--29,_83Чtпов--+--1866,7.

Границі перлітного і бейнітного інтервалів в програмі задаються вираженнями виду: Arн(Arк)= aln(t)+b; t700=А exp(В?Dкр), tmin=cln(tmin)+d, де ?700 - тривалість охолодження від моменту досягнення шаром температури 700 оС до температури мінімальної стійкості аустеніту (tmin); Dкр- критичний діаметр кулі при загартуванні на мартенситну структуру; a, b, c, d, А, В - коефіцієнти пропорційності. Математична формалізація границь областей дозволяє на кожнім кроці розрахунку за часом порівнювати одержувану температуру i-го шару із температурами Аrн, Аrк, Мн і, таким чином, визначати поточне положення шару на ТКД. Іншою особливістю програми є застосування покрокової передачі даних про структуру в кожній точці кулі, що дозволяє моделювати процес з урахуванням усієї “передісторії” перетворень. Це реалізується ланцюжками процедур - вбудованих підпрограм, які виконують функції пошарової обробки і накопичення інформації. Процедури послідовно фіксують у кожному із шарів кулі усі перетворення з визначенням кількості структурних складових. При “потраплянні” шару в нову область ТКД ці дані передаються з однієї процедури до іншої. Взаємодія програми з процедурами організована за допомогою глобальних перемінних, до числа яких відносяться діаметр кулі, його температура перед загартуванням, хімічний склад сталі і теплофізичні параметри.

Комп'ютерним моделюванням процесу загартування побудували номограми (рис.9) для знаходження критичного діаметра кулі при наскрізному загартуванні за координатами кінетичного максимуму, який визначає тип прогартованості сталі. За допомогою номограм (після обробки даних відповідно до процедури ПФЕ 42) було отримано вираження, що зв'язують Dкр при загартуванні у воді та маслі із вмістом хрому і марганцю в сталі з 0,75-0,80 % С. Для загартування в воді від 950 оС вираження має вид:

= 12,69 - 65,35[Cr] + 25,56[Mn] + 75,20[Mn][Cr]+12,60[Mn]2 +85,30[Cr]2 -- 81,3[Mn][Cr]2 (5)

де [Mn] і [Cr] - вміст марганцю і хрому в сталі, мас. %.

Зазначені вираження та їхні графічні зображення (рис.10) дозволяють з достатньою точністю вибирати склад сталі для куль наскрізного загартування. Для тих випадків, коли в кулях не потрібно наскрізне загартування, методика трансформується в такий спосіб. Виходили з того, що розподіл структури по перетину кулі описується набором швидкостей охолодження, які є критичними при загартуванні на ту чи іншу структуру. Оскільки швидкість охолодження в будь-якій точці кулі залежить від його діаметра, то й критична швидкість теж є функціонально зв'язаною із критичним діаметром. Для різних типів ТКД експериментальних сталей (рис.11) було визначено різні набори критичних швидкостей охолодження в залежності від Dкр:

для 1-го типу ТКД:

VМ= 8330,9(Dкр)-1,47

VМ+П=6514,5(Dкр)-1,69

для 2-го типу ТКД:

VМ=60,72eхр(-0,0186Dкр),

VП+Б= 245,8(Dкр)-1,32

VМ+Б=14,79eхр(-0,0178Dкр);

для 3-го типу ТКД (при додатковому легуванні сталі молібденом):

VБ=0,009Dкр

VП=0,00085Dкр

Критичний діаметр розраховували за хімічним складом сталі і розміром аустенітного зерна (dз), використовуючи принцип Гросмана:

, Ki=(kiЧi%+1,0) (6)

де i%, - вміст і-го елемента в сталі (мас. %), ki - коефіциєнт-множник для i-го елемента (мм/%), що описує його внесок у прогартованість сталі; - коефіцієнт переходу від ідеального критичного діаметру до критичного діаметру у випадку охолодження у воді із температурою 20 оС із інтенсивним перемішуванням.

Для коректного використання вираження (6) уперше визначили коефіцієнти-множники для марганцю, хрому, молібдену і розміру аустенітного зерна (стосовно сталей з 0,75-0,80 % С), а також коефіцієнт-множник для вуглецю (стосовно низьколегованих сталей):

kMn=22,46 - 7,11[Mn] + 1,63[Cr] + 13,72[Mn][Cr] - 0,25[Mn]2 - 2,96[Cr]2 - 5,04[Мп]2[Cr] + +12,67[Mn][Cr]2 - 19,48exp([Mn][Cr]) + 7,56[Mn]exp([Mn][Cr])

kCr=12,69 - 4,20[Mn] + 1,52[Cr] + 6,21[Mn][Cr] - 0,21[Mn]2 - 1,98[Cr]2 - 2,67[Mn]2[Cr] + +7,63[Mn][Cr]2 - 10,65exp([Mn][Cr]) + 4,56[Mn]exp([Mn][Cr]) - 0,15[Cr]exp([Mn][Cr])

kМо= 3,00; КС= - 2,77[C]3 + 4,59[C]2 + 1,70[C] + 0,76;

Kdз= 0,94ln(dз) - (0,627 - (0,691Ч([Cr]Чp) - 0,012))

де p обчислюється, як:

p=- 0,29+0,14[Cr]+0,00078[Mn]-0,2[Mn][Cr]-1,065exp([Mn][Cr])+1,35(2,5)[Mn][Cr]

Методика визначення зміни твердості і структури по перетину кулі схематично подана на рис.12. За хімічним складом сталі розраховується її критичний діаметр (етап 1), за яким визначаються значення критичних швидкостей охолодження (етап 2). Зіставленням їх з реальним розподілом швидкості охолодження по перетину кулі (етап 3) знаходиться розподіл структури в напрямку від поверхні до центру кулі (етап 4). Твердість розраховується за правилом адитивності для суміші структурних складових; для перліту вона обчислюється в залежності від швидкості охолодження за вираженням:

НП=26,03+0,24Vохл+0,13Dкр-0,06(Vохл)2- 0,0002(Dкр)2 + 0,026VохлDкр

Дана методика розрахунку прогартованості сталі і прогнозування структури адаптована до виробничих умов комбінату “Азовсталь”. Як видно з рис.13, застосування методики забезпечує задовільну збіжність розрахункових даних з реальним розподілом твердості по перетину куль різного діаметра зі сталі відомого складу. З використанням цієї методики розроблено і запропоновано до впровадження низку запатентованих (патент № 10414 А) складів економнолегованих евтектоїдних сталей для куль з різною поверхневою й об'ємною твердістю, включаючи кулі з підвищеною глибиною загартування і наскрізним загартуванням (табл.1).

Таблиця 1. Хімічний склад сталі (мас. %) для куль різного рівня якості

Примітки:

1. Всі сталі вміщують 0,70-0,80 % С; 0,18-0,40 % Si; 0,03-0,10 % Ti и (или) Nb; 0,005-0,035 % Al; 0,0005-0,001 % Са (Mg) зал.

2. В дужках: в чисельнику - мінімальна твердість на поверхні, в знаменнику - мінімальна твердість на глибині, що дорівнює nR, де R - радіус кулі, n=0,50; 0,40; 1,00 - для куль 4-ї групи, куль підвищеної глибини загартування, куль наскрізного загартування, відповідно.

У розділі 5 розглянуто питання підвищення експлуатаційної надійності сталевих молольних куль регулюванням макроструктурного стану металу. Підвищення експлуатаційної довговічності молольних куль, крім забезпечення максимальної зносостійкості металу, передбачає зростання їхнього опору об'ємному крихкому руйнуванню в умовах значних ударних навантажень у млинах. В окремих публікаціях зроблено спроби зв'язати схильність куль до розколювання із станом макроструктури, однак висновки цих робіт носять якісний характер, що не дозволяє давати рекомендації із вдосконалення технології виготовлення куль. При виконанні даної роботи було всебічно вивчено усі випадки об'ємного руйнування куль виробництва МК “Азовсталь”, що дозволило класифікувати механізми та встановити причини експлуатаційного руйнування виробів. Як правило, кулі руйнувалися за механізмом розколювання із поділом кулі на дві приблизно рівні частини. У деяких випадках на поверхні куль із твердістю понад 62 HRСэ було зафіксовано руйнування пітингоутворенням, а на поверхні куль з низькою твердістю і за умов недоліку сировини в млині - розвиток процесу “лущіння”. Вперше було встановлено, що за певних умов експлуатації сталеві кулі піддаються руйнуванню за механізмом, який не описано у літературі. Для його позначення пропонується використовувати термін “фрагментація”. Фрагментація відбувається із високою швидкістю, при цьому кулі буквально “розсипаються” на велику кількість фрагментів різної форми і розмірів. Механізм фрагментації поєднує елементи об'ємного розтріскування із послідовним сколюванням ділянок з поверхні кулі (рис.14). Фрагментація проявляється лише в присутності ударних навантажень і не спостерігається за “каскадного” режиму помолу. Їй сприяють: висока міцність матеріалу, що подрібнюється; підвищені твердість (55-60 HRСэ - на поверхні і 50-55 HRСэ - у центрі) і рівень залишкових напруг у кулях; наявність плени (що ініціюють сколювання “корки” з поверхні); несприятливий мікроструктурний стан металу (велике дійсне зерно 4-5 балу, трооститна сітка).

Аналіз уламків куль показав, що найчастіше їхнє руйнування ініціювалося внутрішніми порожнинами, витягнутими вздовж волокна (рис.15). У виробничій практиці для їхнього позначення застосовується термін “порожньотілість”, а їх поява пов'язується із недостатньою обріззю зливків і наявністю залишків усадкової раковини. Разом з тим відомо, що утворення осьових порожнин є характерним для всіх виробів, які одержують поперечною прокаткою; до числа таких виробів відносяться і катані кулі. Напружений стан вздовж осі кульової заготовки змінюється в процесі прокатки таким чином, що викликає появу високих розтягувальних напруг у центрі кулі. Дослідженнями, проведеними в умовах кульопрокатного відділення комбінату “Азовсталь”, встановлено, що головними факторами, які спричиняють формування порожньотілості під час прокатки куль з рейкових марок сталей, є: неправильне настроювання прокатної кліті, перегрів кульової заготовки перед прокаткою, а також недостатня головна обрізь зливка. Гранична температура нагрівання, вище якої формується порожньотілість, зростає в міру збільшення головної обрізі, сягаючи 1200 оС для найбільш якісного металу.

Досліджено вплив розвиненості макродефектів у кульовій заготовці ? 120 мм із спокійної мартенівської сталі М74 на її схильність до формування порожньотілості в кулях. Було встановлено, що при мінімальній обрізі (8 %) заготовка є вільною від залишків усадкової раковини, однак її осьова зона уражена підусадковою ліквацією балу 3-3,5, сформованою скупченнями складних оксисилікатних, алюмінатних і сульфідних включень із загальною об'ємною часткою 1,1-1,2 %. Ця зона збагачена вуглецем (рис.16), про що свідчило формування в ній цементитної сітки. Із збільшенням головної обрізі до 14,5 % розвиненість ліквації знижувалася, досягаючи 1-2 бала. Було встановлено, що в осьовій зоні заготовки, яка є відносно чистою за неметалічними включеннями, після деякого інкубаційного періоду (~2 доби) в процесі вилежування з'являються флокени і флокеноподібні тріщини, кількість і довжина яких невпинно зростають. При прокатці заготовки, ураженої такими тріщинами або значною підусадковою ліквацією, фіксується масовий брак куль за порожньотілістю.

Аналіз отриманих результатів дозволив уперше класифікувати типи пустотілості, що можливі в катаних молольних кулях (рис.17). Відповідно до запропонованої класифікації, порожньотілість буває чотирьох типів. Порожньотілість I-го типу викликається недостатньою головною обріззю зливків (менше 8 %) і присутністю в заготовці незакатаних залишків усадкової раковини (раковина повністю не закатується і виходить на поверхню кулі). Порожньотілість II-го типу формується при прокатці внаслідок ослаблення осьової зони заготовки великою кількістю неметалевих включень, а також у зв'язку з лікваційним збагаченням цієї зони вуглецем (метал рівнів 8-11 %). Тріщина зароджується по осі заготовки вздовж ланцюжків включень, формуючи в підсумку компактну порожнину. Виходу порожнини на поверхню перешкоджає ущільнення металу в районі “полюсів” кулі і прокатні стискувальні напруги, які діють в цих ділянках заготовки.

Умовою появи порожньотілості III-го типу є наявність у заготовці довгих флокеноподібних тріщин. Для цього випадку характерним є досить велика чистота металу за включеннями і менша осьова ліквація вуглецю. При прокатці відбувається розкриття і розвиток тріщин; при розташуванні поряд одна з однією вони зливаються в багаторівневі порожнини різної довжини, орієнтовані вздовж волокна. При невисокому забрудненні металу включеннями і за відсутності довгих тріщин прокатне розкриття окремих коротких флокенів рідко призводить до формування порожньотілості.

Порожньотілість IV-го типу спостерігається в кулях, отриманих із заготовки, забрудненої неметалевими включеннями та ураженої флокенами. Можливо, ініціювальним моментом є розкриття флокенів, після чого руйнування розвивається вздовж неметалевих включень. Рухаючись, порожнина поглинає флокени осьової зони, а периферійні флокени, розкриваючись, або вливаються в порожнину, або зростають паралельно до неї.

Крім дослідження кульової сталі, отриманої мартенівською виплавкою в спокійному варіанті, оцінювали можливість виробництва молольних куль із напівспокійної мартенівської сталі і сталі конвертерної виплавки. Було встановлено, що заготовка з напівспокійної сталі має високу схильність до осьового розрихлення навіть за відсутності виражених лікваційних дефектів. Крім того, за периметром куль фіксуються зовнішні тріщиноподібні дефекти і підкіркові пузирі, що може полегшити сколювання і пітингоутворення на поверхні куль при експлуатації. У кулях з безперервнолитої заготовки конвертерної сталі у всіх випадках фіксувалася виражена осьова ліквація, що є несприятливим з погляду полегшення розколювання куль. Таким чином, освоєння виробництва куль зі сталі, отриманої зазначеними способами, у майбутньому потребуватиме вирішення питання істотного поліпшення якості макроструктури металу кульової заготовки.

За результатами досліджень було сформульовано і впроваджено на МК “Азовсталь” ряд пропозицій, що дозволило поліпшити макроструктуру молольних куль. Насамперед, рекомендовано використовувати для їхнього виробництва мартенівську сталь спокійної виплавки зі збільшенням головної обрізі до 14,5-15 %, що запобігає утворенню пустотілості I, II і, почасти, IV типу. Для попередження пустотілості III типу запропоновано (за відсутності можливості проведення противофлокенної обробки кульової заготовки) виключити її накопичення в очикуванні прокатки в кулі; інтервал між прокаткою заготовки і прокаткою куль не повинен перевищувати інкубаційного періоду утворення флокенів і флокеноподібних тріщин в металі. У цьому випадку процес видалення водню з металу переноситься на заключну стадію виробництва куль - на стадію самовідпуску. Даний принцип попередження пустотілості і флокенів у катаних молольних кулях захищено патентом України №65977 А7.

У 6-му розділі розглянуто питання управління якістю катаних молольних куль шляхом регулювання параметрів зміцнювальної термічної обробки.

На підприємствах країн СНД і в ряді закордонних компаній при виробництві катаних молольних куль використовують термозміцнення (ТЗ) - перерване загартування з прокатного нагріву з кінцевим самовідпуском. Серед різних технологічних схем ТЗ найбільш прийнятною є загартування в пристрої барабанного типу. До цього часу зусиллями фахівців УкрНДІМет, НМетАУ, ІЧМ накопичено значний досвід з ТЗ куль, який впроваджено на підприємствах України і Росії. Разом з тим, дані з цього питання не мають системного характеру, що дозволяв би оперативно приймати оптимальні рішення щодо коригування режиму ТЗ при виробництві різних типорозмірів молольних куль. У зв'язку з цим проведено дослідження, метою яких була математична формалізація вибору параметрів режиму при варіюванні вимог до якості куль різного діаметра.

Незважаючи на зовнішню схожість операцій загартування з відпуском і перерваного загартування із самовідпуском, вони істотно відрізняються за характером структуроутворення у виробі. У випадку перерваного загартування на момент витягнення кулі з води в неї зберігається досить велика кількість неперетвореного аустеніту, який при самовідпуску розпадається за перлітним чи бейнітним механізмами, або перетворюється в мартенсит. Ця особливість обумовлює отримання різних сполучень структур у різних точках кулі, що нерідко призводить до немонотонної зміни твердості за її перетином. Кількість неперетвореного аустеніту визначається тим, наскільки є реалізованим g®a перехід у всіх областях розпаду до моменту припинення загартування, що при сталості швидкості охолодження залежить від стійкості ?-фази в інтервалі підкритичних температур і положення точки Мн.

До основних параметрів режиму ТЗ (при сталих тиску, температурі й кількості води, що подається в гартувальний пристрій) відносяться: температура кулі перед загартуванням (tз) (яка залежить від температури кінця прокатки і тривалості підстужування куль на повітрі), тривалість перебування кулі в гартувальному середовищі (?з) і середня швидкість охолодження на стадії самовідпуску (vс/в). Перші два фактори визначають структурний стан металу на момент витягнення кулі з води, а також кількість тепла, що залишилося у виробі. Повнота зняття гартувальних напруг залежить від швидкості охолодження куль на стадії самовідпуску.

Кулі ? 40-120 мм зі сталі різного складу (з вмістом 0,70-0,81 % С; 0,75-1,2 % Mn і 0,03-0,78 % Cr; Dкр=40,6-121,1 мм) після прокатки на станах СПШ-80 і СПШ-125 МК “Азовсталь” термозміцнювали за різними режимами у промисловій барабанній гартувальній установці. Після відпуску визначали поверхневу (Нпов), а також об'ємну твердість (Ноб), яку розраховували як:, де Н1, Н2 - твердість на границях i-го шару кулі, HRCэ; Vi - відносний об'єм i-го шару; n - кількість шарів кулі з кроком 5 мм. Було встановлено, що істотного впливу на твердість готових виробів справляє саморозігрівання куль у процесі самовідпуску, яке викликано виділенням теплоти поліморфного перетворення при розпаді неперетвореного аустеніту. Величина розігріву змінюється в залежності від початкової температури самовідпуску (tc/в) і хімічного складу стали і може сягати 90 оС (рис.18).

Отримані експериментальні дані було піддано регресійній обробці, в результаті чого одержали квадратичні поліноміальні рівняння, що зв'язують твердість куль з хімічним складом сталі і параметрами термозміцнення:

Нпов(в од.НВ)=1275,74 - 12,70х1- 0,60х2-0,38х3+ 9,42х4 - 0,07х42 - 9,83Ч10-5х32 + 0,06х12 +0,00039х22 - 0,008х2х4 + 0,0064х3х4 + 0,0066х1х2 - 0,0067х1х3 + 0,0083х1х4 + 0,002х2х3 (7)

Ноб(в од.HRCэ)=98,25 - 1,38х1 + 0,53х2-0,0078х3+0,67х4-0,006х42-2,15Ч10-5х32 +0,0058х12 - 0,0012х22+0,0017х2х4+0,0005х3х4-0,00084х1х2-0,00016х1х3+0,00023х1х4-0,00025х2х3 (8)

де х1, х2, х3, х4 - діаметр кулі (мм), Dкр (мм), tз (оС), ?з (с), відповідно.

Підставляючи значення діаметра кулі і знаходячи Dкр за хімічним складом сталі, за рівняннями (7) і (8) будували діаграми (рис.19), які полегшують вибір параметрів режиму при термозміцненні молольних тіл на задану твердість.

Режим термозміцнення повинен забезпечувати не тільки заданий мікроструктурний стан металу, але й відсутність тріщин у готових кулях. Було встановлено, що за характером гартувального розтріскування кулі поділяються на дві групи (рис. 20). У кулях з глибиною загартування не більше 0,4 радіуса виробу виникають тріщини 2-го роду: поширюючись з середини кулі, вони розділяють її на дві або чотири частини. У кулях з наскрізним загартуванням на мартенсит тріщини виникають лише на поверхні (тріщини 1-го роду). Для визначення умов, що призводять до розтріскування куль, вперше було розроблено математичну модель напружено-деформованого стану кулі із евтектоїдної сталі, що враховує особливості термозміцнення за схемою загартування із самовідпуском. Ця модель поєднана із програмою розрахунку температурного поля і використовує дані про зміну структури за перетином кулі. В основу моделі покладено відомий принцип мінімізації роботи деформації:

(9)

де er,--et1,--et2 - деформації в радіальному і двох взаємно перпендикулярних тангенціальних напрямках; grt1, gt1t2, grt2 - дотичні деформації, що відповідають тангенсам зміни кутів відносно 90 о; G - модуль зсуву; n - коефіцієнт Пуасона; V - об'єм, за яким проводиться інтегрування (будь-який конус з кутом ?, побудований із центра кулі до поверхні). Для випадку симетричного теплового впливу на кулю приймали et1 рівним ??2 за знаком і величиною. Інтеграл (9) обчислювали приблизно як:

(10)

Теплові деформації обчислювали, як:

де r*i - величина шуканого радіуса в i-му шарі кулі; ri - геометричний радіус в i-му шарі (ri=ih); aтi - ефективний коефіцієнт лінійного розширення сталі (розраховується за правилом адитивності для суміші структурних складових); ?Ti - збільшення температури в i-му шарі, що обчислюється як різниця між температурою на даний момент і температурою на попередньому етапі розрахунку.

Для пластичних шарів, в яких інтенсивність деформації перевищувала відношення

(s0,2i(t)(1-m))/Ei(t)

(де ?0,2i - межа текучості сталі, роботу деформації розраховували за формулою:

Напруги і залишкові деформації розраховували як:

та за

та за --|ei|і

До термічних деформацій при розрахунку напруг і залишкових деформацій додавали деформації від структурних змін:

де fi і ?li - об'ємна частка продуктів розпаду аустеніту і відносні лінійні зміни внаслідок їхнього утворення. Значення межі текучості (ефективної для суміші фаз) і модуля Юнга задавали відповідними вираженнями в залежності від температури металу в аналізованому шарі. Крім того, у моделі враховано вплив поточних напруг на кінетику структурних перетворень і ефект кінетичної пластичності при мартенситному перетворенні. Розрахунок напруг на стадії самовідпуску виконували з урахуванням релаксації у вигляді частки напруг (R), що знялися за час--t--:

Використовуючи дану модель, аналітично досліджували динаміку напруг за перетином куль різного діаметра зі сталі різного рівня прогартованості як у процесі повного загартування у воді, так і в процесі перерваного загартування із самовідпуском. Було встановлено, що в ході загартування поточні напруги в різних точках кулі змінюють свій знак на протилежний (рис.21). В перші секунди загартування куля знаходиться в аустенітному стані, і термічні напруги, які виникають унаслідок великої теплової усадки зовнішніх шарів, розряджаються в аустеніті. При зниженні температури до критичної точки додаються структурні деформації, а релаксація напруг ускладнюється через формування більш міцних, чим аустеніт, структур. Після закінчення загартування залишкові напруги в кулях із сталі з невеликою прогартованістю (Dкр<dк) мають стискувальний характер на поверхні і розтягувальний - всередині з піком (~800 МПа) на відстані приблизно 0,5 радіуса від поверхні. Якщо куля виготовлена зі сталі з Dкр?dк, то характер розподілу залишкових напруг у ньому зворотний: розтягувальні на поверхні і стискувальні - всередині.

Характер залишкових напруг у кулях, що зміцнюються загартуванням із самовідпуском, залежить від розподілу температури за перетином на момент переривання загартування і швидкості охолодження на стадії самовідпуску. У процесі вирівнювання температури за перетином виробу відбувається розігрів (теплове розширення) поверхневих шарів і остигання (стискання) центру, що підвищує розтягувальні напруги у центральних шарах кулі (рис. 22, а). У кулях з Dкр<dк напруги в центрі активно накопичуються; їхня релаксація ускладнюється, тому що до цього моменту аустеніт у центрі перетворився в троостосорбіт. Після вирівнювання температури за перетином тимчасові теплові напруги в кулі перестають діяти, і зміна напруг надалі пов'язана лише з їх релаксацією і структурними перетвореннями при самовідпуску. При tc/в?Мн релаксація напруг може змінюватися їх зростанням, оскільки температура кулі, яка постійно знижується, стає недостатньою для зняття напруг, що виникають при відновлюванні А?М перетворення в поверхневих шарах. При tc/в ?Мн та досить повільному охолодженні неперетворений аустеніт зовнішніх шарів розпадається в умовах, близьких до ізотермічних, після чого аж до повного охолодження металу в кулі протікає лише релаксація напруг.

Підвищення легованості сталі до рівня, що забезпечує наскрізне загартування куль на мартенсит, призводить до істотних змін у розподілі тимчасових і залишкових напруг у кулях (див. рис.22, б). На момент витягнення кулі з води центральні шари залишаються в аустенітному стані, і ??? перетворення відбувається в них лише в процесі охолодження під час самовідпуску. Поверхня, що майже вичерпала резерв збільшення об'єму за рахунок перетворення, має в цей момент більш значну (аніж центр) усадку, що приводить до появи в зовнішніх шарах розтягувальних напруг. Збільшенню їхнього залишкового рівня сприяє зменшення тетрагональності мартенситу зовнішніх шарів при самовідпуску.

Чисельно дослідили вплив tc/в і vс/в на максимальні залишкові напруги в кулях різного діаметра. Критичний, для тріщиноутворення, рівень напруг визначали з умови:

де КI - коефіцієнт інтенсивності напруг у вершині металургійного тріщиноподібного дефекту; ? - розтягувальні напруги, нормальні до поверхні тріщини, l - глибина дефекту, кф - коефіцієнт форми й розташування дефекту. Було встановлено, що при термозміцненні куль на твердість понад 55 HRCэ для запобігання виникненню гартувальних тріщин початкова температура самовідпуску повинна становити не менш 250 оС; при цьому середня швидкість післягартувального охолодження не повинна перевищувати 18 оС/год - для куль із глибиною загартування до 0,40 радіуса виробу (зі сталі з Dкр<dк), і 7 оС/год - для куль з наскрізною мартенситною прогартованістю (зі сталі з Dкр?dк). У першому випадку зазначена швидкість охолодження реалізується при самовідпуску куль у відкритих бункерах ємністю 140 т (які застосовуються на МК “Азовсталь”), а в другому випадку - використанням кришки для утеплення бункеру.

Коректність методики розрахунку напруг і зроблених висновків підтверджується результатами термозміцнення в умовах комбінату “Азовсталь” кількох дослідно-промислових партій куль різного діаметра зі сталей, що забезпечили наскрізне загартування на мартенситну структуру. Було встановлено, що при tс/в=240-350 оС такі кулі розтріскувалися, якщо vс/в перевищувала 7,5 оС/год. При меншій швидкості охолодження на стадії самовідпуску кулі мали твердість 55-60 HRCэ за всім перетином за повної відсутності тріщин.

Отримані результати було застосовано при розробці режимів термозміцнення молольних куль різного діаметру з підвищеною поверхневою та об'ємною твердістю.

У розділі 7 викладено принципи системного керування якістю сталевих молольних куль і результати впровадження розробок дисертації у виробництво.

Проведений комплекс досліджень дозволив виробити підходи й принципи системного керування якістю сталевих молольних куль. Основні положення розробленої системи і взаємодія окремих її компонентів представлені на рис.23. Головним у системі є те, що молольні кулі розглядаються не як другорядні металовироби, а як високорентабельна металопродукція; відповідно змінюються і підходи до організації виробництва куль. І, у першу чергу, це стосується застосування не відбракованого металу, а сталі спеціальної виплавки з заданим хімічним складом, який повною мірою задовольняє конкретним вимогам щодо якості куль при мінімальному подорожчанні стали. У системі виділено основні моменти, що через структуру формують рівень якості куль і потребують відповідного коригування.

Для функціонування даної системи розроблено програмне забезпечення комп'ютерного вибору технології виробництва сталевих куль у вигляді продукту “Grinding Ball Soft”, який включає представлені вище математичні моделі температурного поля, напружено-деформованого і структурного стану кулі. Даний програмний продукт дає можливість аналізувати зміну температури, швидкості охолодження, структури, твердості, напруг за перетином кулі в процесі термозміцнення в залежності від її розмірів, хімічного складу сталі і параметрів термічної обробки. У результаті реалізації вищезгаданої системи керування якістю на МК “Азовсталь” впроваджено низку заходів, що дозволили комбінату освоїти випуск куль із підвищеними якісними характеристиками і поліпшити економічні показники виробництва.

Зокрема, розроблено і впроваджено у виробництво економнолеговану кульову сталь умовної марки М-2 (0,70-0,82 % C; 0,18-0,40 % Si; 0,40-0,74 % Mn; не більш 0,035 % P і 0,045 % S), що дозволило досягти істотної економії легуючих компонентів (відносно до сталі М76, яка раніше застосовувалася на комбінаті при виготовленні куль) при збереженні необхідного рівня властивостей у кулях ? 60, 80 мм 3-ї групи твердості й у кулях ? 100, 120 мм 2-ї групи твердості за ДСТУ 3499.

Розроблено і впроваджено технологію виробництва куль ? 60 і 80 мм із властивостями за 4-ю групою ДСТУ 3499 (на поверхні твердість не менше 55 та 52 HRCэ і на глибині 0,5 радиуса - не менше 45 та 40 HRCэ, відповідно), які відрізняються від куль 3-ї групи підвищеною на 3-5 HRCэ (? 60 мм) і на 6-7 HRCэ (??80 мм) об'ємною твердістю і більш сприятливим розподілом твердості за перетином виробу (рис.24).

Розроблено і впроваджено технологію виробництва куль ? 40, 60 і 80 мм із наскрізним загартуванням на мартенсит (різниця твердості за перетином не перевищує 5 HRCэ). Досягнутий рівень об'ємної твердості в кулях ? 40, 60 мм є близьким до рівня кращих закордонних аналогів (рис.25). Застосування куль ? 60 мм із наскрізним загартуванням забезпечило 25 %-е зниження питомої витрати в промислових умовах в порівнянні з кулями 3-ї групи твердості. Тривала експлуатація куль ?40 мм в умовах ГЗК Кривбасу показали їхню високу довговічність і стійкість до розколювання.

Розроблено технологію термозміцнення при утилізації в кульопрокатному виробництві МК “Азовсталь” відходів легованих рейкових сталей 70ХГСБ і 70ХГСМ.

Розроблено і випробувано в промислових умовах технологію виробництва катаних молольних куль ? 120 мм із твердістю за 3-ю групою ДСТУ 3499 із термозміцненням у гартувальному барабані (рис.26). Впровадження цієї технології на комбінаті “Азовсталь” дозволяє збільшити поверхневу твердість куль з 37-40 до 50-54 HRCэ з одночасним пдівищенням однорідності загартування: величина розкиду твердості за поверхнею (Х±?) зменшується від 4,3-6,6 до 0,2-1,3 HRCэ, що в перспективі відкриває можливість подальшого підвищення експлуатаційної довговічності куль ? 120 мм за рахунок застосування більш легованої сталі і збільшення глибини загартування.

На Херсонському заводі карданних валів розроблено і впроваджено у виробництво режим термообробки штампованих куль ? 100 мм зі сталі 65Г, що дозволило вперше в Україні досягти на кулях такого діаметру твердості в межах 52-60 HRCэ (в средньому - 56 HRCэ). Експлуатаційні випробування в умовах Полтавського ГЗК показали 6-кратне зниження витрати куль (у порівнянні з кулями 2-ї групи ДСТУ 3499) при повній відсутності розколів чи викришування.

Загальний реальний економічний ефект від впровадження розробок по дисертації склав 1,797 млн. грн.

Наведені в 7-му розділі дані показують, що підсумком виконання даної дисертаційної роботи з'явилося істотне підвищення експлуатаційної довговічності, якості і конкурентоспроможності сталевих молольних куль, які виробляються підприємствами України. Результати і висновки дисертаційної роботи можуть бути основою для подальшого вдосконалення технології виробництва сталевих молольних куль у таких напрямках, як: розробка і впровадження технології термічної обробки із застосуванням проміжного перекристалізаційного нагрівання для подрібнення зерна із заміною самовідпуску на відпуск; освоєння промислового виробництва куль із заевтектоїдної сталі; розробка технології виробництва молольних куль із безперервнолитої заготовки конвертерної сталі з поліпшеною макроструктурою.

Висновки

У дисертації представлено вирішення актуальної науково-технічної проблеми підвищення якості сталевих молольних куль, засноване на розробці комплексної концепції керування структурним станом куль, що враховує отримані нові дані про вплив різноманітних факторів на експлуатаційну довговічність куль і причинах їх виходу з ладу, про особливості фазових і структурних перетворень, що протікають у сплавах на Fe-C основі як у процесі термічної обробки, так і при зношуванні, про динаміку напружено-деформованого стану в кулях при термозміцненні, що включає розробку і вибір оптимального матеріалу куль для конкретних умов здрібнювання, розробку нових марок кульової сталі, а також коригування зміцнювальної обробки куль, що в сукупності забезпечило підвищення ефективності використання молольних куль у споживачів при зростанні їхньої конкурентоспроможності на внутрішньому і зовнішньому ринках.

1. Дослідженням характеру зношення поверхні термозміцнених куль ? 60-120 мм зі сталі М76 встановлено, що при помолі в умовах “каскадного” режиму кулі зношуються переважно за полідеформаційним абразивним механізмом. У випадку “водоспадного” і змішаного режимів кулі піддаються, в основному, ударно-абразивному зношуванню, а абразивний вплив є лише супутнім процесом. Показано, що за зростанням поверхневої твердості куль механізм ударно-абразивного зношування змінюється від інтенсивного пластичного деформування (розкльопування) поверхні до переважно втомлювального руйнування із розвиненням сколів поверхневих макро- і мікрооб'ємів куль.

2. Отримано нові дані про вплив мікроструктури і хімічного складу на зносостійкість сталей і білих чавунів в умовах, що імітують роботу молольних куль у млинах, на основі чого сформульовано основні вимоги до фазового і структурного стану металу куль. Визначено, що максимальну абразивну зносостійкість серед досліджених сплавів мають білі чавуни з мартенситно-аустенітною матрицею, які містять 3-3,5 % С, 3,5-4,5 % Mn, а також 3,7-4 %Ti або 13-17% Cr. Найбільша абразивна зносостійкість у сталях досягається при мартенситно-аустенітно-карбідній структурі, в якій аустеніт є схильним до ДМП при зношуванні.

Вперше встановлено, що максимальну зносостійкість при помолі в умовах ударно-абразивного й ударно-абразивно-корозійного зношування мають заевтектоїдні сталі, що містять 1,1-1,5 % С, з аустенітно-мартенситною чи аустенітно-мартенситно-карбидною (із зернистими карбідами) структурою. Близьку до них зносостійкість демонструють сталі з 0,7-0,8 % С зі структурою мартенситу відпуску.

3. Показано, що стосовно до умов експлуатації молольних куль наявність Азал у структурі є позитивним фактором, при цьому оптимальні кількість і схильність аустеніту до ДМП залежать від особливостей помолу. Визначено, що для помолу із переважно абразивним характером зношування в заевтектоїдних сталях кращою є структура із 30-37 % аустеніту, який має високу схильність до ДМП (з перетворенням до 50 % Азал). Для умов ударного помолу кількість аустеніту повинна становити 45-50 % при його підвищеній стийкості до ДМП (з перетворенням не більше 10 % Азал). Встановлено, що низький відпуск загартованої на аустенітно-мартенситну структуру сталі різко дестабілізує аустеніт до ДМП при зношуванні за рахунок зменшення мікровикривленнь у ?- і ?-фазах. Істотне підвищення ударно-абразивної зносостійкості, що спостерігається при цьому, пов'язано зі збільшенням здатності мартенситної складової до мікропластичної деформації в контакті з абразивом.

4. Показано необхідність диференційованого підходу до вибору матеріалу молольних тіл відносно до конкретних умов експлуатації. З урахуванням критеріїв експлуатаційної довговічності, до яких відносяться: абразивна й ударно-абразивна зносостійкість, опір ударно-втомлювальному руйнуванню, опір розколюванню, опір зношуванню за наявності корозійоно-активних середовищ, рекомендовано для виготовлення молольних куль, які працюють у “каскадному” режимі помолу, використовувати чавуни, що містять 3-3,5 % С, 3,5-4,5 % Мn, а також 3,7-4 % Ti або 13-17 % Cr із мартенситно-аустенітним типом матриці. В змішаному режимі сухого й мокрого помолу при швидкостях обертання млина до ~70 % від критичної слід використовувати кулі з чавунів тієї ж системи легування, але зі зниженим до 2-2,5 % вмістом вуглецю. При більшій швидкості обертання млина (змішаний і “водоспадний” режими помолу) варто застосовувати кулі із заевтектоїдних сталей з термообробкою на аустенітно-мартенситну чи аустенітно-мартенситно-карбідну (із зернистими карбідами) структуру, або із евтектоїдних сталей з одержанням структури мартенситу відпуску.

5. Встановлено, що вуглець і хром підвищують, а кремній знижує схильність заевтектоїдних сталей до утворення цементитної сітки при охолодженні з аустенітної області. Визначено, що концентрація кремнію, яка необхідна для запобігання утворенню карбідної сітки в сталі із 1,15 % С и 1,2-1,4 % Mn, становить не менше 1,16 %. Для молольних куль, які експлуатуються на перших стадіях помолу, розроблено сталь 120Г2С2Т. Після термообробки на аустенітно-мартенситну структуру із вмістом 45-50 % Азал вона на 20-30 % перевищує за зносостійкістю евтектоїдну сталь із твердістю 59-60 HRCэ. Сталь 120Г2С2Т забезпечує наскрізне загартування в кулях діаметром до 80 мм, включно, і відсутність карбідної сітки при загартуванні в центрі куль діаметром до 120 мм, включно.

6. Уточнено і доповнено дані щодо впливу малих домішок хрому, марганцю і молібдену на перетворення переохолодженого аустеніту в сталі із 0,75-0,80 % С. Встановлено, що при 0,3-1,3 % Mn хром у кількості до 0,8 % однаково інтенсивно збільшує стійкість аустеніту в усьому інтервалі температур нижче Ас1 з відокремленням бейнітної області. Марганець у кількості до 1,8 %, впливаючи на перлітний і бейнітний інтервали розпаду, у більшій мірі підвищує стійкість аустеніту в проміжній області; вплив молібдену в кількості до 0,25 % обмежується перлітним інтервалом. Встановлено, що прогартованість низьколегованих сталей (при загартуванні із аустенітної області) змінюється в залежності від вмісту вуглецю за кривою із максимумом, який відповідає ~1,20 % С. Із застосуванням математичного планування експерименту отримано регресійні рівняння, що описують вплив марганцю і хрому на діаметр куль зі сталі, яка містить 0,75-0,80 % С, при наскрізному загартуванні при охолодженні у воді чи маслі.

7. Показано, що метод коефіцієнтів-множників (Гросмана) дозволяє з достатнім ступенем надійності прогнозувати структуроутворення за перетином молольних куль із евтектоїдної сталі під час загартування. Вперше знайдено коефіцієнти-множники для Mn, Cr, Mo і діаметра аустенітного зерна - стосовно сталі із 0,75-0,80 % С, а також коефіцієнт-множник для вуглецю - стосовно низьколегованих сталей. Встановлено, що коефіцієнти-множники марганцю і хрому не є постійними величинами, а змінюються в залежності від вмісту цих елементів в сталі.

8. Розроблено математичну модель для розрахунку температурного поля і процесу структуроутворення в сталевих кулях під час термозміцнення, що враховує експериментально отримані температурні залежності коефіцієнта тепловіддачі. Розроблено й адаптовано до умов МК “Азовсталь” методику аналітичного прогнозування структурного стану і твердості за перетином куль з низьколегованих сталей із 0,75-0,80 % С, яка базується на розрахунку критичного діаметра сталі за її хімічним складом, розрахунку критичних швидкостей охолодження на різну структуру й аналізі температурного поля кулі при загартуванні.

9. Встановлено, що руйнування сталевих молольних куль при експлуатації відбувається за механізмами розколювання, пітингоутворення і “лущіння”; крім того, вперше виявлене й описане руйнування куль за механізмом фрагментації. Показано, що у випадку помірної твердості (менше 45 HRCэ) основним фактором, що визначає схильність молольних куль до об'ємного руйнування, є стан макроструктури, зокрема, наявність флокенів і осьових порожнин (порожньотілості). При задовільному стані макроструктури руйнування куль викликається залишковими гартувальними напругами.

10. Показано, що причиною утворення порожньотілості при прокатці куль зі сталей М74 і М76 є розкриття закатаних залишків усадкової раковини, а також прокатне розрихлення осьової зони заготовки, яке ініціюється наявністю флокенів, флокеноподібних тріщин і (або) забрудненням металу крихкозруйнованими неметалевими включеннями, що формують підусадкову ліквацію балу не нижче 3,0. Вперше розроблено класифікацію типів порожньотілості в катаних молольних кулях.

11. Отримано рівняння регресії, які дозволяють вибирати параметри режиму термозміцнення куль ??40-120 мм із застосуванням гартувального барабана в залежності від хімічного складу кульової сталі і необхідного рівня твердості. Розроблено математичну модель напружено-деформованого стану куль, яка враховує особливості термічного зміцнення за схемою перерваного загартування із самовідпуском. Аналітично показано, що, з метою запобігання тріщин при обробці куль на твердість понад 55 HRCэ початкова температура самовідпуску повинна становити не менш 250 оС; середня швидкість післягартувального охолодження куль із сталей з невеликою прогартованістю (із глибиною загартування до 0,40 радіуса виробу) повинна становити не більш 18 оС/год. Кулі зі сталі з Dкр?dк із наскрізною мартенситною прогартованістю треба охолоджувати на стадії самовідпуску із середньою швидкістю не вище 7 оС/год.

12. Розроблено принципи системного керування якістю катаних молольних куль і програмний продукт “Grinding Ball Soft” для комп'ютерного вибору технології виробництва сталевих куль. Систему керування якістю апробовано на ВАТ МК “Азовсталь” і ВАТ “ХЗКВ” при розробці і впровадженні технологій виробництва куль різного діаметра підвищеної якості (кулі ? 60 і 80 мм 4-ї групи ДСТУ 3499, кулі ??40-80 мм із наскрізним загартуванням, кулі ? 100 і 120 мм 3-ї групи ДСТУ 3499), що забезпечило істотне збільшення їхньої експлуатаційної довговічності. Реальний економічний ефект від впровадження результатів дисертації становить 1,797 млн. грн.

Основні публікації за темою дисертації

1. Повышение качества стальных мелющих шаров при регламентируемом увеличении их прокаливаемости/ Ф.К.Ткаченко, С.Л.Тихонюк, В.Г.Ефременко, С.И.Дегтярев, Н.Н.Ворона // Сталь. - 1999. - №1. - С.56-58.

Особистий внесок: принцип регламентації глибини загартування куль.

2. Ефременко В.Г. Металлографический анализ причин разрушения стальных катаных тел для барабанных мельниц//Вестник Приазовского гос. технич. университета. - Маріуполь: ПДТУ, 2000. -№ 9. - С.89-91.

3. Ефременко В.Г. Особенности характера изнашивания рабочих органов барабанных мельниц // Защита металлургических машин от поломок. - Маріуполь: ПДТУ, 2000. - № 5. - С.67-74.

4. Ткаченко Ф.К., Ефременко В.Г. Уровень качества и направления повышения конкурентоспособности стальных рабочих органов размольного оборудования // Вестник Приазовского гос. технич. университета. - Маріуполь: ПДТУ, 2000. - № 10. - С.94-99.

Особистий внесок: збір і статистична обробка даних, рекомендації з підвищення якості молольних куль.

5. Выбор режима термоупрочнения мелющих шаров из рельсовой стали 70ХГСБ и 70ХГСМ / В.Г.Ефременко, Ф.К.Ткаченко, С.И.Дегтярев, Н.Н.Ворона, Н.А.Кобрик, Н.В.Николаенко // Металлургич. и горнорудн. пром-сть. - 2001. - №6. - С.63-66.

Особистий внесок: планування й проведення досліджень, обґрунтування оптимального режиму термозміцнення куль із легованих марок сталей.

6. Влияние термической обработки на свойства катаных мелющих шаров высокой прокаливаемости / Ф.К.Ткаченко, В.Г.Ефременко, С.Л.Тихонюк, С.И.Дегтярев, Н.Н.Ворона // МиТОМ. - 2001.- №8. - С.26-28.

Особистий внесок: планування й проведення досліджень, аналіз результатів.

7. Ткаченко Ф.К., Ефременко В.Г. Превращение переохлажденного аустенита в хромо-марганцевых сталях, содержащих 0,7-0,8 % углерода // Вестник Приазовского государственного технического ун-та. - Маріуполь: ПДТУ, 2001. - № 11. - С.105-109.

Особистий внесок: планування й проведення досліджень, аналіз результатів, рекомендації із легування сталі.

8. Ефременко В.Г. Формирование структуры в стали 70хгм при непрерывном охлаждении // Вестник Харьковского нац. автомоб.-дорожного ун-та. - Харків: ХНАДУ, 2001. - № 15-16.- С.97-99.

9. Ефременко В.Г. Определение величины коэффициента теплоотдачи при закалке стальных шаров в воде // Вестник ХПИ. - Харків: НТУ “ХПИ”, 2001. - № 15. - С.45-47.

10. Ефременко В.Г. Выбор оптимальной структуры стальных мелющих тел для работы в водопадном режиме помола // Металознавство та термічна обробка металів. - Дн-вськ: ПДАБтА, 2001. - № 2. - С. 30-37.

11. Ефременко В.Г. Механизмы формирования осевой несплошности в сферических изделиях при поперечно-винтовой прокатке // Удосконалення процесів і обладнання обробки тиском в металургії і машинобудуванні. - Краматорськ: ДДМА, 2002. - С.457-461.

12. Влияние макроструктурного состояния шаровой заготовки на качество стального проката для помольного оборудования /В.Г.Ефременко, И.В.Ганошенко, Ф.К.Ткаченко, В.А.Журба, Е.И.Хая // Металл и литье Украины - 2002. - № 9 - С.40-44.

Особистий внесок: методика і проведення досліджень, аналіз результатів, пропозиції щодо запобігання виникнення порожньотілості в молольних кулях.

13. Ефременко В.Г. Термическое упрочнение стальных мелющих шаров при обработке на заданную твердость // Металлургич. и горнорудн. пром-сть. - 2002. - № 4. - С.51-54.

14. Ефременко В.Г. Влияние хрома и молибдена на превращение переохлажденного аустенита в стали М74 // Теория и практика металлургии.-2002.-№ 1.-С. 54-59.

15. Ефременко В.Г., Ткаченко Ф. К., Нестерова Е. С. Исследование прокаливаемости низколегированной стали с применением полного факторного эксперимента // Вестник ХПИ.- Харків: НТУ “ХПИ”, 2003. - № 5. - с.85-89.

Особистий внесок: план факторного експерименту, участь у його проведенні, математична обробка й аналіз результатів.

16. Ефременко В.Г., Ткаченко Ф.К., Ефременко А.В. Компьютерное моделирование структурных превращений в стальных шарах при термоупрочнении по схеме прерванной закалки //Теория и практика металлургии.-2003.-№5-6.-С.119-123.

Особистий внесок: принципи моделювання, аналіз результатів.

17. Ефременко В.Г. Применение метода Гроссмана при прогнозировании прокаливаемости стали эвтектоидного состава // Металл и литье Украины. - 2003. - № 1-2. - С.14-16.

18. Ефременко В.Г. Экспериментально-аналитическое прогнозирование структурного состояния металла по глубине закаленных стальных изделий // Строительство, материаловедение, машиностроение. - Дн-вськ: ПДАБтА, 2003. - вып. 22, ч.1. - С. 130-134.

19. Состояние неметаллической фазы в шаровой заготовке, полученной из мартеновских слитков стали М74Т / В.Г.Ефременко, Ф.К.Ткаченко, В.В.Емельянов, С.А.Шевченко, Н.А.Кобрик, С.К.Ефимов //Металознавство та термічна обробка металів. - Дн-вськ: ПДАБтА, 2003. - № 1-2. - С. 90-98.

Особистий внесок: планування й проведення експериментів, аналіз результатів.

20. Ефременко В.Г., Ткаченко Ф.К., Ерёменко Т.А. Влияние фазового и структурного состояния сплавов на основе железа на износостойкость в условиях помола высокоабразивного материала // Вестник Приазовского гос. технич. университета. - Маріуполь: ПДТУ, 2003. - № 13. - С.113-117.

Особистий внесок: методика і проведення випробувань на зношування, аналіз впливу структури на зносостійкість сплавів.

21. Управление качеством продукции шаропрокатного производства и расширение её сортамента на ОАО МК “Азовсталь” / И.В.Ганошенко, В.Г.Ефременко, С.И.Дегтярёв, Ф.К.Ткаченко, О.И.Труфанова, Т.Н.Луценко // Металл и литьё Украины.-2003.- № 7-8.- С.50-55.