CC BY
89
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2000 р. Вип.№10
УДК 621.78:669.1
Чейлях А.П.
ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИ ДЛЯ РЕГУЛИРОВАНИЯ МЕТАСТАБИЛЬНОСТИ АУСТЕНИТА И ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ
СТАЛЕЙ И ЧУГУНОВ
Предложены различные варианты термоциклической обработки (ТЦО), основанные на комплексном использовании определённых механизмов фазово-структурных эффектов для получения метастабильного аустенита, регулирования степени его метастабильности, обеспечивающие повышение механических свойств различных сталей и износостойких чугунов.
Согласно принципу, предложенному Л.С. Малиновым [1] целесообразно получать в различных сталях метастабильный аустенит, регулировать его количество и степень стабильности для повышения их свойств. Одним из эффективных способов накопления положительных изменений в структуре и повышения свойств сталей и чугунов является термоциклическая обработка [2]. В работах [3-5] показана возможность стабилизации аустенита за счет механизма фазового наклепа в никелевых, хромоникелевых и марганцовистых сталях. Однако известные способы ТЦО далеко не исчерпывают возможностей получения и регулирования степени метастабильности аустенита для повышения свойств широкого круга различных сталей и чугунов. Настоящая работа посвящена обобщению возможных способов ТЦО для. получения и регулирования степени метастабильности аустенита, комплексного использования механизмов упрочнения и повышения пластичности сталей и чугунов.
Материалом исследования явились стали аустенитного.(30Х14Г7, 110Г13Л), аустенитно-мартенситного (17Х13Г7 и 17Х13Г7С), аустенитно-ферритного (17Х15Г12ДС2ТЛ) и мартенситного (20X13) классов, а также инструментальные стали (6ХС, 5ХНМ, Х12Ф1) и износостойкие белые чугуны (ЧГ5Д2, ЧГ6Б4Д2Ю). Использовались методы металлографического, рентгеноструктурного, дюрометрического анализов, испытания механических свойств на кручение (ГОСТ 3565-80), динамический изгиб (ГОСТ 9454-78), изнашивание ударно-абразивное на специальной установке [6] и сухое трение металла по металлу. Кинетика деформационного мартенситного превращения при испытаниях на кручение (ДМПИ) изучалась по методике работы [7].
Критические точки исследованных сталей приведены в таблице 1. В зависимости от использованных фазово-структурных эффектов, предложены следующие варианты ТЦО для регулирования структуры, степени метастабильности аустенита и свойств исследованных сталей и чугунов. По первому из них - высокотемпературной ТЦО (ВТЦО-1), в общем аналогичному известным [4, 5], термоциклирование должно осуществляться в области полной
Таблица 1 - Критические точки исследованных сталей, "С
Марка стали Ае,(Ан) Аг1 Асз (А,) Аг з мн
17Х13Г7 515 - 780 - 147
17Х13Г7С 580 - 820 - ■ 93
20X13 820 780 950 - 320
6ХС 770 - 830 - 250
5ХНМ 730 610 780 640 230
Х12Ф1 810 760 860 780 225
* ГОТУ, канд. техн. наук, доц.
фазовой перекристаллизации, когда многократно реализуются фазовые переходы (диффузионным либо бездиффузионным путем) мартенсит <-» аустенит (М А). Этот способ применим для сталей аустенитно-мартенситного (17Х13Г7) и мартенситного (20X13)' классов. Нагрев осуществлялся до температур выше т. А« (А») до 900 - 1000 °С с кратковременными (5 -10 мин.) выдержками, а охлаждение - до комнатной температуры. При увеличении числа циклов фазовая перекристаллизация обеспечивала измельчение зерна, а фазовый наклеп аустеинта способствовал его стабилизации [3], что увеличивало количество остаточного аустенита (Ао«.) в стали 20X13. Это вызывало повышение прочностных свойств (тпч и т0>3) при некотором снижении относительного сдвига при кручении (§) (Табл. 2), что объясняется активизацией ДМПИ А^ в этой стали.
Таблица 2- Фазовый состав и механические свойства сталей после ВТЦО-1__
Марка N К-воф аз, % Механические свойства
стали М А т пн, МПа МПа
87 13 1340 815 28
20X13 2 85 15 1360 906 25
8 80 20 1380 860 20
17Х13Г7 2 52 48 1470 570 50
5 83 17 1410 680 80
В стали 17Х13Г7 ВТЦО-1 напротив, вызывает дестабилизацию аустенита по отношению к мартенситному превращению (вследствие недостаточности выдержек для полного растворения карбидов и насыщения аустенита), но стабилизацию А^ по отношению к ДМПИ. В результате этого существенно увеличивается пластичность (я), а также предел текучести (г0>3) стали (табл.2).
Для аустенитно-ферритной стали 17Х15Г12ДС2ТЛ использовалась ВТЦО-2, при которой производился скоростной сквозной нагрев ТВЧ (У~30 °С/с) до температур 1200 - 1250°С, охлаждение на воздухе до 600-650 °С, окончательное охлаждение после циклирования - с верхней температуры в масле. При этом реализовались частично фазовые переходы аустенит феррит (А Ф). С увеличением N от 1 до 10 содержание феррита возрастало, а аустенита уменьшалось. Это можно объяснить перераспределением легирующих элементов между а- и у -фазами и смещением полноты реакции А Ф в сторону феррита. Вследствие обогащения аустенита аустенитообразующими элементами (Мп, Си, С) и увеличения содержания окружающего его более мягкого феррита, степень его стабильности увеличивалась, а интенсивность ДМПИ и количество мартенсита деформации (МДСф) соответственно уменьшались (Рис.1). В результате этого после ВТЦО-2 с 10 циклами повышались одновременно предел текучести и пластичность стали 17Х15Г12ДС2ТЛ (Табл. 3). Таким образом, обработку по схеме ВТЦО-2 можно рекомендовать для повышения механических свойств сталей А-Ф класса, для которых она пока не применяется. а,%
70 60 50 40 30 20
" ^г*
2
Рис. 1 - Влияние ТЦО-2 на кинетю^ ДПМИ в стали 17Х15Г12ДС2ТЛ 1- закалка с 1100°С; 2- 3 цикла; 3-10 циклов.
12
24 36 48 60 72 84 g%
Таблица 3 - Фазовый состав и свойства стали 17Х15Г12ДС2ТЛ после ВТЦО-2
N С-во фаз, % Механические свойства
А Ф М деф Тя^ МПа Тоз, МПа
- 72 27 29,5 830 186 67
3 69 31 27 825 172 68
10 61 39 25 820 220 78
Новым подходом можно считать использование ТЦО для гетерогенизадни аустенита, предшествующей мартенситному превращению, за счет реализации повторяющихся неравновесных процессов частичного растворения выделения избыточных фаз (карбидов, карбонитридов и др.). Для этого предлагается проводить обработку по схеме ВТЦО-3, включающую нагрев на 80-150 °С выше т. А« (А,) для сталей 17Х13Г7С и 20X13 (содержащих специальные карбиды (Сг,Ре)гзСв) и на 40-50 °С выше т. А^ для сталей 6ХС, 5ХНМ и др., охлаждение до температур на 30-50 "С ниже т. А^ (А,.)- Указанный эффект достигается благодаря непродолжительности нагрева (всего 3-7 мин. в зависимости от температур) и отсутствию выдержек, т.е. недостаточных условии для полного растворения кароидов в аустените. В результате такого ограничения развития диффузионных процессов создается химическая неоднородность аустенита, заключающаяся в том, что вокруг растворяющихся карбидов образуются зоны повышений концентрации углерода й легирующих элементов, а на расстоянии от них наоборот, с пониженной [8]. При охлаждении до нижней температуры ВТЦО-3 и выдержках, которые составляли 20-30 мин. развивались процессы выделения, сфероидизации и коалесценции карбидных частиц. Предполагалось, что при такой обработке имели место не только фазовая перекристаллизация, измельчение зерна и фазовый наклеп, но и происходила "накачка" зон твердого раствора вокруг карбидов углеродом и легирующими элементами, а также процессы наследования структуры и возникновения полей упругих искажений. Реализация мартенситного превращения при доследующем охлаждении из такого состояния гетерогенного аустенита характеризуется более высокой скоростью зарождения мартенситных кристаллов. С другой стороны, ограничивается рост кристаллов мартенсита высокодисперсными карбидами и областями повышенных концентраций элементов, а также мелким зерном. Эти обстоятельства, а также твердорастворное и дисперсионное упрочнения аустенита способствуют его стабилизации. В результате ВТЦО-3 образуется мелкозернистая смесь мелко-, а чаще скрытокристаллического мартенсита, повышенного количества равномерно распределенного А«*, армированная высокодисперсными карбидами. В этом случае комплексно используются все известные механизмы упрочнения (твердорастворный, дислокационный, зерно- и субграничный, дисперсионный) в сочетании с дополнительным механизмом самоупрочнения за счет ДМПИ Аост. Последнее служит дополнительным источником не только упрочнения, но и релаксации микронапряжений [9], что обеспечивает повышение пластичности и ударной вязкости сталей.
С увеличением N при ВТЦО-3, например для стали 17Х13Г7С, повышается степень стабильности аустенита и кинетика ДМПИ становится менее интенсивной (Рис. 2а). Это можно объяснить обогащением аустенита углеродом и легирующими элементами, дисперсионным его упрочнением и измельчением зерна. Максимальные прочностные свойства этой стали достигаются при достаточно активной кинетике ДМПИ (после 3 циклов), а наибольшая пластичность при наименьшей его интенсивности (после 10 циклов) (Рис. 2).
Аналогично изменяется стабильность Аост и механические свойства стали 20X13 после такой же обработки. Однако относительный сдвиг ({£) и ударная вязкость (КС11) увеличиваются более значительно - с 50 до 90 % и с 0,4 до 0,8-0,9 МДж/м2 соответственно, при несколько меньшей прочности.
Весьма перспективно использование обработки по схеме ВТЦО-3 для ряда инструментальных сталей, например 6ХС, 7X3, 5ХНМ и др. С увеличением N до 8-10 существенно измельчается зерно, диспергируется структура, состоящая из скрыто- или мелкокристаллического мартенсита, повышенного количества Аост, , диспергированных
карбидами. В процессе испытаний свойств Аост постепенно превращается в мартенсит деформации.
а, % 100 95 90 85 80 75 70 65 60 55 50
u J2
3
Ж ж / |
i
Él
Яш
h-H-
Г ¡ i 1 í
' i i ! !
20
40
60
а)
g,%
N
Рис. 2 - Влияние ВТЦО-3 на кинетику ДМПИ (а) и механические свойства (б) стали 17Х13Г7С 1- закалка с 900°С; 2- 3 цикла; 3- 10 циклов; 4- тт; 5- 'Цз; 6- &
В результате стали 6ХС и 5ХНМ приобретают аномальное сочетание повышенных прочности и пластичности (Табл. 4), что не может быть достигнуто традиционными способами термообработки, и способствует повышению работоспособности инструмента.
Марка стали N Aqct, % HRC Тцч, МПа *03, МПа g,%
6XC - 2 54 1450 1200 15
6 7,5 46 1500 1100 . 50
10 9,5 46 1500 950 85
5XHM - 0 55 1390 1290, 7
3 ■6,5 54,5 1730 1295 27
8 8,5 53 1820 1310 46
По четвертой схеме производится низкотемпературная обработка (НТЦО) в области старения (дисперсионного твердения) аустенита, которую можно рекомендовать для сплавов с преимущественно аустеннтной структурой повышенной стабильности (либо после специального получения в них такой структуры). В этих случаях НТЦО вызывает не только дисперсионное упрочнение, как это рекомендуется традиционно [2], но и позволяет дестабилизировать аустенит, управлять кинетикой его ДМПИ и свойствами указанных сплавов.
НТЦО проводилась для сталей аустенитного класса 30Х14Г7, 110Г13Л, стали Х12Ф1 (предварительно закаленной с 1180 °С на аустенит) и износостойких чугунов с преимущественно аустенитной металлической основой ЧГ5Д2 (после закалки) и ЧГ6Б4Д2Ю [10]. Температурный диапазон НТЦО был нижет. Aoi (А„): 400 - 600 °С **20 °С с различной продолжительностью выдержек от 20 до 60 мин и N = 1 - 10. Исследования1 показали, что с увеличением N усиливаются процессы выделения дисперсных карбидных фаз типа (Cr,Fe)nC6 (в хромистых сплавах) и (Fe,Mn)3C (в марганцовистых), а также дестабилизация аустенита вследствие его обеднения углеродом и легирующими элементами. В зависимости от величины верхней температуры и продолжительности НТЦО в сталях 30Х14Г7 и Х12Ф1 образуется до 7-15 % , а в чугунах 10-55 % мартенсита закалки. Одновременно в стали 30Х14Г7, нагрев которой при НТЦО производился до 600 °С, развивалась рекристаллизация аустенита.
1 Принимали участие Атаманова А.А., Малышева И.Е., Кадученко А.А.
Вследствие дестабилизации аустенита при НТЦО интенсифицируется кинетика ДМПИ характер изменения которой и механических свойств для сталей 30Х14Г7 и Х12Ф1 вообщем аналогичны (Рис. 3).
Тп^ХодМПа 1300г
М+К,%
60 50 40 30 20
1 1 г—1
3 2
"Т
1
0 10 20 30 40 50 60 70
а)
Рис. 3 - Влияние НТЦО на кинетику ДМПИ (а) и механические свойства (б) стали Х12Ф1 1-1 цикл; 2- 7 циклов; 3- 10 циклов; 4- т„,; 5-е; б-т0.э; 7-
При непрерывном росте твердости, прочностные свойства (тпч, г0,з), пластичность и относительная износостойкость ( в условиях сухого трения металла по металлу (е) и абразивного изнашивания), изменяются экстремально (Рис.Зб). Максимумы зависимостей этих свойств соответствуют 7 циклам НТЦО (сталь Х12Ф1) и 4 циклам (сталь 30X14Г7, пластичность максимальна при 1 цикле). Этим максимумам соответствует оптимальная кинетика ДМПИ, обеспечивающая наибольший упрочняющий и пластифицирующий эффекты. Весьма важно, что это не сопровождается охрупчиванием сталей, напротив, ударная вязкость, например стали Х12Ф1 возрастает с 15 до 30 Дж/см2, вследствие равномерного выделения карбидов и дестабилизации аустенита до определенного уровня.
С увеличением N при НТЦО стали 110Г13Л также возрастает ее твердость с НЯС 20 до Н11С 39, а относительная ударно-абразивная износостойкость увеличивается на 20 % в сравнении с закаленным состоянием. Микроскопический анализ обнаружил образование е -мартенсита деформации на изношенной поверхности образцов после НТЦО, чего не наблюдалось в закаленном состоянии.
Дестабилизация аустенита за счет НТЦО до определенного уровня и активизация ДМПИ в поверхностных слоях при изнашивании существенно увеличивает ударно-абразивную износостойкость белых чугунов ЧГ5Д2 и ЧГ6Д2Ю при относительно невысокой их твердости НЯС 26 и НЯС 52, соответственно [10].
Выводы
Рациональное комплексное использование различных механизмов фазово-структурных превращений при осуществлении ТЦО позволяет получать метастабильный аустенит, целенаправленно регулировать степень его метастабильности, кинетику ДМПИ и управлять свойствами исследованных сталей и износостойких чугунов. При оптимальных параметрах ТЦО достигается существенное повышение комплекса механических свойств сплавов.
Перечень ссылок
1. Малинов Л. С. Разработка экономнолегированных высокопрочных сталей и способов упрочнения с использованием принципа регулирования мартенситных превращений. Автореф. дисе. д-ра техн. наук. - Екатеринбург. - 1992. - 35 С.
2. Федюкин В.К. Термоцинлическая обработка сталей и чугунов. - Л.: ЛГУ. - 1977. - 143 С.
3. Головчинер Я.М., Тяпкмн Ю.Д. Явление стабилизации при обратном мартенситном превращении. - В сб.: Проблемы металловедения и физики металлов. - М.: Металлургиздат. -1955.-С. 209-218.
4. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф., Малинов Л.С. Стабилизация у ^ Б превращения при повторяющихся фазовых переходах//ФММ,-1963.-Т, 16.-Вып. 4,- С. 544-550.
5. Богачев И.Н., Лепехина Л.И. Термоциклическая обработка сталей 0Х13Н7 и ОХ13АН7//МиТОМ. - 1977. - № 3. - С. 28 - 32.
6. A.c. 1820300 (СССР) G01N 3/56. Установка для испытаний на ударно-абразивное изнашивание / ЧейляхА.П., ОлвйникИМ. - опубл. 07.06.1993. -Б.И. № 21.
7. Чейлях А.П., Малинов Л.С, Соколов КН. О связи механических свойств с развитием мартенситного превращения при испытаниях хромомарганцевых сталей//Известия вузов. Черная металлургия. - 1986. - № 4. - С. 86 - 92.
8. ЧейляхА.П., Фомина Э.Г. Математическое моделирование процессов растворения карбидов хрома в аустените высокопрочных сталей//Известия РАН. Металлы. - 1999. - № 6. - С. 77 - 85.
9. Малинов Л.С, Эйсмондш Т.Д. Упрочнение нестабильных аустенитных Cr-Mn-N сгалей//Известия АН СССР. Металлы. - 1969. - № 2 - С. 113 120.
10. ЧейляхА.П., ОлейникИМ. Влияние отпуска на структуру и свойства хромомарганцовистых и марганцовистых износостойких чугунов с метастабильным аустенитом.//Вестник Приазов. гос. тех. ун-та: Сб. научн, тр. - Мариуполь. 1995. - Вып. 1. - С. 103 - 108.
Чейлях Александр Петрович. Канд. техн. наук, доцент кафедры материаловедения, действительный член Нью-Йоркской Академии наук, окончил Ждановский металлургический институт в 1977 году. Основные направления научных исследований - разработка экономичных многофункциональных сплавов и упрочняющих технологий, принципов и способов управления их свойствами на основе использования метастабильности аустенита.
