CC BY
33
УДК 621.791.927.55
2012 г. Г.Н. Вострецов
Сибирский государственный индустриальный университет
ДЕФОРМАЦИОННАЯ СПОСОБНОСТЬ НАПЛАВЛЕННОГО ТЕПЛОСТОЙКОГО МЕТАЛЛА ТИПА Р2М8 ПРИ МАРТЕНСИТНОМ
ПРЕВРАЩЕНИИ
Эффект повышения пластичности (или сверхпластичность) металлов и сплавов, проявляющийся при структурных и фазовых превращениях, широко используется на практике [1]. Преимуществом использования эффекта кинетической пластичности металлов и сплавов является возможность существенного увеличения ресурса пластичности, снижения усилий при деформации и предотвращения трещин, вызванных значительным уровнем внутренних напряжений [2]. В настоящее время эффект кинетической пластичности при мар-тенситном превращении широко используется в случае наплавки закаливающихся сталей [3]. Регулирование термического цикла наплавки при этом производится таким образом, чтобы ускорить охлаждение металла в области высоких температур минимальной устойчивости переохлажденного аустенита при диффузионном превращении и замедлить охлаждение при температурах начала мартенситного превращения. Последнее способствует протеканию превращения в отдельных объемах наплавленного металла. Релаксация возникающих сварочных и структурных напряжений, способствующих образованию трещин при наплавке, происходит за счет кинетической пластичности при мартенситном превращении, протекающем в соседних объемах металла. Таким образом, в конечном итоге наплавленный металл имеет закаленную структуру с высоким комплексом служебных свойств, обусловленных системой легирования.
В этой связи исследование деформационной способности теплостойких инструментальных сталей типа Р2М8, особенно экономно-легированных вольфрамом и используемых в качестве наплавочных материалов, является весьма актуальным.
Кинетическая пластичность металла характеризуется двумя основными факторами: резким увеличением показателей пластичности и снижением сопротивления деформации при определенных видах механических испытаний, например, во время испытаний на растяжение, если отсутствует локализация пла-
стической деформации в виде «шейки» [2]. Методика определения склонности металла к переходу в сверхпластичное состояние основана на определении релаксации напряжений в предварительно нагруженных и закрепленных образцах, по изменению длины или величины прогиба предварительно нагруженных образцов растягивающей нагрузкой или изгибающим моментом соответственно. Нагружение образцов в момент проявления кинетической пластичности позволяет проследить динамику релаксации напряжений. Основным параметром проявления такой динамики является показатель т, характеризующий зависимость упрочнения от скорости деформации. Состояние твердого тела с вязкопластическими свойствами можно аналитически представить в виде выражения [2]
о = const • е nsm *, (1)
где о - прилагаемое напряжение; s - степень деформации; n - показатель упрочнения; sm -скорость деформации.
В случае возможности упрочнения металла в процессе пластической деформации выражение (1) принимает вид
о = const • ет *. (2)
Многочисленные исследования пластической деформации металла позволяют установить корреляционную зависимость между параметром т и максимально возможной пластичностью [2]. При обычной пластичности значение т < 0,2, в то время как при кинетической пластичности т > 0,3.
Логарифмируя выражение (2) и решая его относительно т, получаем
т = lg(°;/ о о) / (е*/ е0 } (3)
где о; и о0 - характеристики сопротивления деформации при скоростях деформации соот-
**
ветственно S; и S0 .
Изучение релаксационной способности наплавленных теплостойких инструментальных сталей высокой твердости типа Р2М8 при мартенситном превращении выполнялось на установке тепловой микроскопии ИМАШ 20 - 75 «АЛА-ТОО». Наплавленный металл содержал
0,85 - 0,95 % С, 1,8 - 2,4 % W, 8,0 - 8,5 % Mo, 3,8 - 4,2 % Cr и около 1,0 % V. Испытания образцов проводились по двум схемам: при нагружении образцов в режиме ползучести в интервале температур мартенситного превращения при постоянной нагрузке и в режиме релаксации напряжений жесткозакрепленных образцов при охлаждении. Нагрев рабочей части проводился пропусканием электрического тока. Испытания образцов проводились в вакууме при остаточном давлении в камере около 610-4 Па. Контроль и запись температуры осуществлялись с помощью платина - платинородиевых термопар ТПП-1, приваренных к рабочей части образца, и потенциометра КСП-4. Точность измерения и поддержания температуры ±5 °С.
Система нагружения образцов в установках подобного типа имеет электромеханический привод, обеспечивающий либо постоянную нагрузку, прикладываемую на образец, либо постоянную скорость нагружения. При испытании образцов в режиме ползучести величина нагружения определялась набором грузов и оставалась неизменной, что обеспечивало неизменную постоянную нагрузку на образец.
При испытании образцов в режиме релаксации напряжений их жесткое закрепление с электромеханическим приводом установки обеспечивало возможность поддержания постоянного уровня нагружения с применением специальных грузов. Нагрузка при этом составила 5000 H и измерялась с помощью оттари-рованных датчиков нагружения. Погрешность при этом составила ±1,5 % от установленной величины. Напряжение в рабочей части образца определялось отношением прикладываемой нагрузки к площади поперечного сечения. С целью формирования более равномерного распределения температур по рабочему сечению образца и локализации рабочей зоны длина рабочего участка была уменьшена на 5 мм по сравнению с длиной рабочей части стандартных образцов, используемых на установках подобного типа. Контроль длины рабочей части образцов в процессе нагружения осуществлялся с помощью датчиков удлинения.
На полированную поверхность образцов, подвергающихся испытаниям на ползучесть при неизменной нагрузке, наносились контрольные точки на базе 3 мм микротвердоме-
Рис. 1. Изменение уровня напряжений жесткозакрепленных образцов из наплавленного теплостойкого металла типа Р2М8:
1 - без приложения дополнительной нагрузки;
2 и 3 - с приложением дополнительной нагрузки 200 и 300 МПа соответственно
ром ПМТ-3. Непрерывное охлаждение образцов осуществлялось с температур аустенити-зации 1150 - 1200 °С. Характер изменения напряжений при охлаждении жесткозакрепленных образцов приведен на рис. 1.
При охлаждении в результате термической усадки происходит непрерывное нарастание напряжений. При достижении температуры примерно 200 °С наблюдается значительный спад напряжений. Было установлено, что температура релаксации напряжений и величина падения напряжений о зависят от значения напряжений до начала превращения (рис. 1, кривые 2, 3).
Испытания образцов в режиме ползучести при постоянной нагрузке (рис. 2, а) показали, что при охлаждении после аустенитизации в области температур мартенситного превращения происходит удлинение рабочей части образца (рис. 3). Величина деформации определяется температурой и величиной усилия предварительного нагружения. На кривых 2, 3 рис. 3 можно выделить участок температур 120 -160 °С, на котором происходит резкое увеличение роста относительного удлинения 5. Вероятно, это вызвано увеличением количества образующегося мартенсита в единицу времени, приходящимся на этот интервал температур. Таким образом, относительное удлинение металла в области температур мартенситного превращения определяется температурой переохлаждения ниже температуры начала мартенситного превращения Мн.
При равномерном пластическом течении металла, наблюдающимся при испытаниях на ползучесть, можно считать, что скорость деформации будет пропорциональна скорости
ст. МІ І;і
300
200
100
а
1- 100 МПа
/ 2-300 МПа
Рис. 2. Схемы нагружения образцов на ползучесть (а) при мартенситном превращении и при определении степени упрочнения металла в зависимости от темпа деформации (б)
Рис. 3. Изменение относительного удлинения образцов из наплавленного металла типа Р2М8 при мартенситном превращении:
1 - 3 - предварительное нагружение 100, 2о0, 300 МПа соответственно
перемещения активных захватов исследовательской установки:
є* = А /10,
(4)
тельской установки; 10 - исходная длина образца.
Так как в выражении (3) учитывается отношение скоростей деформации при расчете безразмерного показателя т, то возможно использовать в формуле (4) отношение скоростей перемещения активных захватов установки при условии строгого равенства базовой длины всех образцов.При проведении эксперимента скорость перемещения активных захватов изменялась в пределах 0,1 - 0,5 мм/с. Характер нагружения образцов показан на рис.
2, б. Экспериментальное определение соотношения между скоростью перемещения активных захватов и напряжением наплавленного теплостойкого металла типа Р2Н8 представлено ниже:
Испытание Тисп, °С Д, мм/с с, МПа
1 160 0,46 470
2 160 0,23 345
3 160 0,11 244
где е - скорость деформации; А - скорость перемещения активных захватов исследова-
Напряжение определялось из диаграммы растяжения образцов, записанной при постоянных температуре и скорости деформации. Для определения численного значения производилась достройка участка пластического течения металла.
Расчеты, выполненные с учетом полученных по выражению (4) данных, показали, что в процессе развития мартенситного превращения в наплавленном теплостойком металле типа Р2М8 чувствительность сопротивления пластической деформации т находится в пределах 0,45 - 0,47. Это свидетельствует о наличии ярко выраженной кинетической пластичности металла при мартенситном превращении. Необходимо отметить, что и при температурах протекания мартенситного превращения наблюдалось интенсивное пластическое течение металла (рис. 3).
Полученные экспериментальные данные легли в основу разработки технологии восстановительной наплавки валков для холодной прокатки электротехнических сталей стана 4/55-200 теплостойкими инструментальными сталями (рис. 4). Выбор режимов плазменной наплавки и применение низкотемпературного предварительного подогрева деталей перед наплавкой до 150 - 180 °С способствовали получению наплавленного металла в закаленном состоянии и без трещин. В таблице приведены данные по содержанию основных легирующих элементов в твердом растворе и карбидной фазе, а также данные по твердости наплавленного экономно-легированного вольфрамом теп-
Параметры решеток фаз и содержание основных легирующих элементов в карбидной фазе (числитель) и твердом растворе (знаменатель) наплавленной теплостойкой стали типа Р2М8
Состояние Соотношение фаз, % Параметр кристаллической решетки, нм Содержание легирующих элементов, % ИЯС
Бе-а Бе-у Ме6С Бе-а Бе-у Ме6С Мо Сг
После наплавки 74 24 2 0,2887 0,3628 1,1076 0,205 1,095 1,31 6,69 0,40 3,40 57,0
После отпуска 90 4 6 0,2882 0,3609 1,1076 0,42 0,88 2,88 5,12 0,95 2,85 65,5
Рис. 4. Наплавленные рабочие валки стана 4/55-200 холодной прокатки электротехнической стали
лостойкого металла.
Фазовый состав определялся по соотношению интегральных интенсивностей дифракционных линий [511], [111] и [110]. В качестве эталонов взяты армко-железо после отжига при температуре 700 °С, сталь Гатфильда после закалки на гомогенный твердый раствор и карбид Ме6С, полученный при электролитическом разложении стали Р2М8. Расчет фазового состава выполнялся для трехкомпонентной системы, состоящей из а-, у-фазы и карбидов Ме6С. Трехкратный отпуск на вторичную твердость осуществлялся при температуре 560 °С и выдержке 1 ч.
Выводы. Мартенситное превращение в теплостойких инструментальных сталях сопровождается эффектом кинетической пластичности. Для наплавленного металла типа Р2М8 экспериментально установлено, что наиболее интенсивный рост относительного удлинения при охлаждении после аустенитизации в области температур мартенситного превращения наблюдается при температурах 120 - 160 °С. Достаточно полная релаксация напряжений (до 60 %) достигается при переохлаждении ниже температуры начала мартенситного превращения на 30 - 50 °С.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Г у л я е в А.П. Металловедение. Учебник для вузов. - М.: Металлургия, 1986. - 544 с.
2. К а й б ы ш е в О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. - М.: Металлургия, 1975. - 280 с.
3. З у б к о в Н.С., Ф е д о р о в Н.С., Т е -р е н т ь е в В.А. // Автоматическая сварка. 1980. № 3. С. 53 - 55.
© 2012 г. Г.Н. Вострецов Поступила 10 апреля 2012 г
