CC BY
31
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2005 р. Вип. № 15
УДК 669.017.3:669.13
Чейлях А.П.1, Клок Д.В.2
ФАЗОВО-СТРУКТУРНАЯ ЭВОЛЮЦИЯ И СВОЙСТВА МЕТАСТАБИЛЬНЫХ И СТАБИЛЬНЫХ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ СПЛАВОВ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Предложена и объяснена схема фазоео-структурной эволюции в процессе термоциклической обработки (ТЦО) метастабильных хромомарганцевых и фазово-стабильных хромистых износостойких чугуное. Показаны преимущества в упрочнении при ТЦО метастабильных сплавов перед стабильными.
Ряд деталей оборудования агломерационных фабрик и доменных цехов (футеровочные плиты, колосники и др.) металлургических предприятий, изготавливающихся из белых износостойких чугунов, работают в сложных условиях интенсивного абразивного изнашивания и одновременного разогрева, либо термического циклирования при температурах от 50-150 °С до 400-700 °С, а также окислительно-эрозионного воздействия выделяющихся газов [1, 2].
При этом в большинстве работ, посвященных исследованию этих сплавов, обычно ориентируются на получение стабильной исходной структуры - преимущественно мартенситно-карбидной (М+К), либо ферритно-карбидной (Ф+К) [1-3].
В первом случае срок службы деталей в указанных условиях термоциклирования ограничивается полным распадом мартенсита на ферритно-карбидную смесь, обладающую невысокой твердостью и, соответственно, пониженной износостойкостью.
При этом метастабильность структуры сплавов учитывается не всегда и недостаточно внимания уделяется использованию метастабильных состояний и фазовых превращений при эксплуатации таких сплавов для повышения свойств.
В настоящем исследовании предлагается принципиально иной подход для повышения эксплуатационной долговечности - формирование деформационно-температурно-метастабильных состояний сплавов: аустенитно-карбидных (А+К), аустенитно-мартенситно-карбидных (А+М+К), аустенитно-ферритно-карбидных (А+Ф+К) и др. структурно самоорганизующихся под влиянием эксплуатационной среды. Для этого в ходе работы деталей должны реализовываться запрограммированные изначально при отливке и термообработке деформационные и термо-деформационные фазовые превращения (ДФП или ТДФП), обеспечивающие поверхностное самоупрочнение деталей и за счет этого повышение их долговечности [4].
Для эффективного управления кинетикой ДФП и ТДФП в процессе эксплуатации необходимо накопление информации о фазовых изменениях, трансформации структуры и свойств указанных материалов под воздействием эксплуатационной среды. Такой информации в настоящее время совершенно недостаточно.
Целью данной работы является изучение фазово-структурных превращений и изменения свойств метастабильных и стабильных сплавов при ТЦО.
В качестве материала исследования использовались разработанные износостойкие чугу-ны (ЧХ15Г4ТЮ, ЧХ15Г5Т) [5], жаростойкие и износостойкие сплавы ЧХ28, ЧХ24Т и 75Х28Н2СЛ, применяемые для изготовления колосников агломашин. Химический состав исследованных сплавов приведен в таблице 1.
Чугуны и стали выплавлялись промышленным способом в электродуговых печах типа ДСП-ЗА с основной хромомагнезитовой футеровкой, заготовки образцов и проб отливались в песчано-глинистые формы. Затем отливки разрезали на образцы заданных размеров при помощи анодно-механической резки в среде электролита, исключающего их разогрев, после чего отшлифовывались припуски.
1 ГТГТУ, д-р техн. наук, проф.
2 ГТГТУ, аспирант
Таблица - Химический состав исследованных сплавов
№ и/и
Сплав
С
Содержание элементов, мае. %
Сг
Мп
№
Т|
А1
ЧХ15Г4ТЮ
2,54
14,14
4,2
0,28
1,4
0,11
ЧХ15Г5Т
3,31
13,86
4,9
0,17
0,85
ЧХ24Т
0.90
25.1
0.5
0.8
0.15
1.0
ЧХ28
0.80
28.5
1.0
1.0
75Х28Н2СЛ
0,75
27,5
0,23
2,2
1,18
Примечание: содержание серы < 0,08 %, фосфора <0,1 %.
Химический состав определяли стандартными методами на квантометрах ДФС-51, «8рес-1:огоуас 1000» и спектрофотометре «Ьесо 8С 244». В работе применялись методы оптической металлографии на микроскопах «Кеор1ю1:-21» и «Ер1диап1;», электронно-микроскопический анализ на растровом электронном микроскопе «РЭММА - 202М».
Фазовый рентгеноструктурный анализ проводился на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 (в железном Ка излучении). Измерение твердости проводили в соответствии с ГОСТ 9012-59, микротвердости структурных составляющих и фаз в соответствии с ГОСТ 22761-77.
Испытания на ударно-абразивное изнашивание проводили на специальной установке [6] вращением 3-х образцов со скоростью 2800 мин в среде литой чугунной дроби (фракция 2-3,5 мм).
Относительная износостойкость (в) определялась по формуле:
А т
£ -
А т
обр
где Атэ и Атобр - потери массы эталона (отожженная сталь 45, НВ 180) и испытуемого образца, соответственно, за одинаковое время изнашивания (100 минут).
Образцы исследованных сплавов подвергали ТЦО, имитирующей в определенной мере характер термоциклирования при эксплуатации колосников и футеровочных защитных плит агломашин по следующему режиму: нагрев 500 и 600 °С, выдержка 2 часа, охлаждение на воздухе до 20 °С, количество циклов от 1 до 21.
Сплавы до ТЦО находились в литом состоянии и имели следующую структуру металлической основы: ферритную (ЧХ28, ЧХ24Т), феррито-аустенитную (75Х28Н2СЛ), аустенитную (ЧХ15Г4ТЮ, ЧХ15Г5Т) и карбидные фазы Сг7С3 и Сг23С6, ТЮ.
Исходная микроструктура чугунов 4Х15Г4ТЮ и 4Х15Г5Т состоит из светлых зерен первичного аустенита, окруженных эвтектическими колониями А+Сг7Сз+Сг2зС6, а также небольшого количества дисперсных включений карбонитридов титана и алюминия (рис. 1, а, б), суммарное содержание карбидных фаз в этих чугунах составляет 20-27 %.
Микроструктура чугуна 4X28 в литом состоянии состоит из дендритов феррита также окруженных образованиями карбидов хрома Сг7С3 и Сг2зС6 эвтектического типа (рис.1, в). Микроструктура сплавов 4Х24Т и 75Х28Н2СЛ аналогична рассмотренной для 4X28.
в г
Рис. 1 - Микроструктура чугунов в литом состоянии (а-в, х400) и после одного года эксплуатации колосника агломашины (г, х500) а) 4Х15Г4ТЮ; б) 4X15ГТ; в, г) 4X28.
В процессе ТЦО микроструктура исследованных сплавов претерпевает изменения, причем наиболее существенные для чугунов ЧХ15Г4ТЮ и ЧХ15Г5Т (рис. 2). После однократного нагрева на 500-600°С видимых изменений в их структуре не наблюдается. Однако рентгеноструктурные исследования показывают образование в чугуне ЧХ15Г4ТЮ ~7 % мартенсита закалки. Это обусловлено выделением из аустенита карбидов Сг2зСб, его обеднением углеродом, хромом и марганцем (частично замещающих атомы железа) и повышением точки М,н выше комнатной температуры.
Рис.2 - Микроструктура чугунов ЧХ15Г4ТЮ (а-г) х250 и ЧХ15Г5Т (д-з) х200 после ТЦО при температурах 600<-»20 °С (а-г) и 500<->20 °С (д-з) с количеством циклов: а, д - 1; б, е - 6; в, ж -16; г, з-21.
С увеличением числа циклов ТЦО в структуре чугунов ЧХ15Г4ТЮ и ЧХ15Г5Т образуются темные участки смеси а-мартенсита и карбидов, количество которых растет (рис. 2). Например содержание а-фазы в чугуне ЧХ15Г4ТЮ возросло с ~7 % после 1 цикла ТЦО 500<->-20 °С, до 57 % - после 11, до 74 % - после 21 цикла.
Чем выше верхняя температура термоциклирования, тем быстрее происходит распад ме-тастабильного аустенита на смесь а+Сг2зС6.
Следует заметить, что распад аустенита и мартенситное превращение начинается обычно в центральной части зёрен первичного аустенита, затем охватывает все зёрна и в последнюю очередь указанные превращения претерпевает эвтектический аустенит, расположенный внутри эвтектических колоний.
Это объясняется различием химического состава первичного и эвтектического аустенита, более обогащенного углеродом и обладающего большей устойчивостью [7]. Очевидно, при длительной ТЦО развиваются процессы сфероидизации и коалесценции и даже трансформации состава карбидных фаз. Постепенно в ходе ТЦО мартенситная фаза начинает распадаться на менее обогащенную углеродом а-фазу и выделяющиеся карбиды Сг2зС6 вплоть до полного распада на ферритно-карбидную смесь. Одновременно еще может сохраняться непревращенный аустенит постепенно распадающийся, затем по описанному выше механизму.
Все эти фазово-структурные факторы и механизмы характеризуют синергизм материала и его взаимодействие с абразивной средой и формируют его повышенные трибологические свойства.
На основании приведенного анализа можно предложить общую схему фазово-структурной эволюции метастабильных сплавов при ТЦО (рис. 3). Согласно предложенной схеме трансформация их структуры с реализацией описанных превращений будет протекать до постепенного исчезновения метастабильной фазы - аустенита. В гетерофазных сплавах и состояниях, содержащих, например, мартенсит, бейнит, феррит и др., предложенная схема будет дополняться ДФП других метастабильных фаз, например мартенсита (М—>а+К—>Ф+К). Можно предположить, что для сплавов других систем легирования возможна иная схема фазовых трансформаций, реализующая их специфические особенности фазово-структуро-образования.
Рис. 3 - Схема фазово-структурной эволюции метастабильного сплава аустенитно-карбидного класса при ТЦО
Самоорганизация метастабильных сплавов при эксплуатации позволяет реализовывать эффект синергизма или взаимоусиления влияния на эксплуатационные свойства составляющих суммы ДФП, значительно превышающей влияния каждого из факторов в отдельности. Если
реализуемые ДФП протекают с потреблением затрат энергии внешнего воздействия эксплуатационной среды, а это деформационные мартенситные превращения, динамическое деформационное старение, трансформация состава карбидных фаз и др. - меньшая её часть остается на разрушение металла, следовательно процесс разрушения оттягивается во времени и эксплуатационная долговечность деталей должна увеличиваться.
Поэтому задача создания жаро-износостойких метастабильных сплавов с повышенными эксплуатационными свойствами сводится к формированию аустенитной фазы (или в сочетании с другими фазами, в том числе и метастабильными) такой степени термодинамической и деформационной неустойчивости, которая обеспечила бы реализацию указанных выше ДФП и ТДФП со скоростью, согласующейся со скоростью изнашивания и скоростью повышения сопротивления разрушению при эксплуатации.
В сплавах с преимущественно (М+К) структурной, эволюция структуры ограничивается лишь заключительной стадией приведенной схемы - распадом мартенсита на смесь (Ф+К), как это происходит при отпуске закаленной стали. В сплавах с (Ф+К) структурой возможность реализации фазовых превращений в ходе ТЦО еще больше ограничена лишь выделением небольшого количества карбидов, а также образованием о-фазы, что однако может быть использовано как упрочняющий фактор.
Вполне очевидно, что на реализацию этого разнообразия ДФП и ТДФП расходуется значительная часть внешней механической энергии изнашивающей абразивной среды, сокращающая реальные затраты энергии на разрушение, что и обусловливает увеличение долговечности сплава [4].
Предложенная картина фазово-структурной эволюции в условиях эксплуатации, сочетающих термоциклирование и изнашивание, очевидно, будет еще больше усложняться и дополняться возможным протеканием деформационного мартенситного у—>-а превращения (ДМП), если поверхностное микродеформирующее воздействие абразивной среды будет происходить ниже температуры т. Мд.
В этих условиях вероятны не только прямые а—>-у , но и обратные у —>а превращения [8], также сопровождающиеся выделением карбидов.
В чугуне ЧХ28 с ферритной структурой матрицы при циклических нагревах до 500-600 °С также происходит выделение карбидов хрома Сг2зСб (рис. 1 г), однако упрочняющий эффект при этом почти не проявляется вследствие деформационной стабильности феррита и его низких микротвердости (Н0,98= 2,8 ГПа) и наклепываемости.
В ферритной стали 75Х28Н2СЛ упрочняющий эффект от ДФП незначителен ввиду малого объема аустенита (~13 %) и не дает ощутимого вклада в общую износостойкость сплава.
Описанная эволюция фазово-структурного состояния метастабильных сплавов определяет изменение их твердости при ТЦО. Изменение микротвердости металлической основы и твердости сплавов при ТЦО представлено на рисунках 4 и 5 соответственно.
10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 количество циклов
Рис.4 - Изменение микротвердости аустенита (1, 3, 5) и мартенситно-карбидной смеси (2, 4, 6) при термоциклировании чугувов: 1.2- 500^20 °С 4X151 4110: 3,4- 600^20 °С ЧХ151 41 К): 5, 6 - 500~20°С ЧХ15Г5Т.
о
К X
55 50
45 40 35 30
25
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21
количество циклов
Рис.5 - Изменение твердости сплавов при термоциклировании:
1 - ЧХ15Г5Т. 500^20 °С; 2 — 4X151 41 ¡0. 500^20 °С; 3 - 4X151 41 ¡О. 600^20 °С; 4 - ЧХ28, 600^20 °С; 5 - 75Х28Н2СЛ, 600^20 °С; 6 - ЧХ24Т, 600^20 °С.
Из них следует, что микротвердость аустенитной фазы в метастабильных чугунах ЧХ151 4110 и ЧХ151 51 с увеличением числа циклов при ТЦО 500<->-200 °С изменяется по кривой с максимумами, соответствующими 16 циклам. Это объясняется дисперсионным упрочнением и фазовым наклепом. Образующаяся из аустенита после 6 циклов смесь (М+К) обладает значительно большей микротвердостью Н0,98= 8,0-9,7 ГПа, по сравнению с аустенитом, а при дальнейшем термоциклировании она снижается, приближаясь до уровня микротвердости фазо-наклепанного аустенита (рис. 4, кривые 2 и 6).
Это свидетельствует о постепенно протекающем распаде мартенсита по схеме М—>(а+К) (см. рис. 3). При более высокой температуре ТЦО 600<->-20 °С повышенный уровень микротвердости мартенсита не достигается (см. рис. 4) вследствие начала его одновременного распада уже после 6 циклов.
С увеличением числа циклов при ТЦО твердость чугунов ЧХ15Г4ТЮ, ЧХ15Г5Т, ЧХ24Т изменяется по кривым с максимумами, наличие которых обусловлено образованием мартенсита закалки (рис.5).
При этом для чугунов с метастабильной структурой она возрастает на ДНЯС 10-11, в то время как для чугуна ЧХ28 - всего на АН Я С 4. Чем выше верхняя температура ТЦО, тем при меньшем числе циклов достигается максимум. Последующее снижение твердости обусловлено распадом мартенсита на смесь (а+К), а затем на феррито-карбидную смесь. Твердость сплавов 75Х28Н2СЛ и ЧХ24Т с (Ф+К) стабильной структурой по мере термоциклирования непрерывно снижается (рис. 5, кривые 5, 6).
В целом, даже при большом количестве циклов нагрева и охлаждения твердость чугунов с метастабильной структурой (ЧХ15Г4ТЮ, ЧХ151 5 Г) остается значительно более высокой (НЯС 46-56), чем в сплавах со стабильной структурой (НЯС 27-41). Это дает основание рассчитывать на более высокую их износостойкость по сравнению с традиционно применяющимися стабильными сплавами.
Вполне очевидно, что аустенитная метастабильная структура матрицы исследованных сплавов, реализующая ТДФП и мартенситное превращение при ТЦО имеет преимущество в запасе эксплуатационных свойств перед стабильной структурой матрицы, конечно при сохранении свойств жаростойкости.
Выводы
1. В чугунах с преимущественно аустенитно-карбидной метастабильной структурой ТЦО вызывает постепенный распад аустенита с образованием мартенсита и вторичных карбидов, а затем распад мартенсита на феррито-карбидную смесь.
2. Предложена схема фазово-структурной эволюции метастабильных сплавов при ТЦО, объясняющая сложность происходящих в них фазово-структурных превращений, что обусловливает их преимущество перед фазово-стабильными сплавами.
3. ТЦО при выбранных рабочих параметрах метастабильных (А+К) чугунов вызывает упрочнение, в то время как ТЦО фазово-стабильных (Ф+К) сплавов - их разупрочнение.
Перечень ссылок
1. Теплостойкость хромистого чугуна для футеровки доменного оборудования / Ф.К. Ткачен-ко, В.Г. Ефименко, Л.С. Тихонюк и др. // МиТОМ,- 1995,- № 12,- С. 23-25.
2. Порошковая лента для наплавки поверхностей конусов доменных печей / А.Ф. Софрошен-кое, H.H. Слободинский, С.Л. Семенов II Известия вузов. Черная металлургия. - 1999. -№ 12. - С. 42-43.
3. Гарбер М.Е. Отливки из белых износостойких чугунов / М.Е. Гарбер. - М.: Машиностроение, 1972. - 112 с.
4. Чейлях А.П. Экономнолегированные метастабильные сплавы и упрочняющие технологии / А.П. Чейлях. - Харьков: ХФТИ НИЦ, 2003. - 212 с.
5. Патент Украши № 64843, С22С. Зносостшкий чавун.
6. A.c. 1820300 (СССР), G01N3/56. Установка для испытаний на ударно-абразивное изнашивание.
7. Чейлях А.П. Возможности создания метастабильных состояний аустенита в сплавах на основе железа / А.П. Чейлях II Hoei матер ¡ал и i технологи в мсталургп i машинобудуванш. -Запор1жжя. - 2002. - № 2 - С. 31-34.
8. Любарский И.М. Металлофизика трения /И.М. Любарский, Л.С. Палатник. - М.: Металлургия, 1976. - 176 с.
Статья поступила 10.03.2005.
