Изменение структуры и твёрдости высокохромистых сталей и чугунов с температурой нагрева под закалку Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

УДК 669.15'26:621.785.616

ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ И ТВЁРДОСТИ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ И ЧУГУНОВ С ТЕМПЕРАТУРОЙ НАГРЕВА ПОД ЗАКАЛКУ

К.Ю. Оки шее, А. С. Созыкина

STRUCTURE AND HARDNESS CHANGES WITH HARDENING TEMPERATURE IN HIGH-CHROMIUM STEELS AND CAST IRONS

K.Yu. Okishev, A.S. Sozykina

Разработана модель для прогнозирования количества и состава карбидов, мартенсита и остаточного аустенита, а также твёрдости закалённых высокохромистых сплавов Fe-Cr-C, в основу которой положен расчёт равновесного фазового состава при температуре нагрева под закалку. Результаты расчётов сравниваются с собственными и литературными экспериментальными данными.

Ключевые слова: сплавы Fe—Cr—C, закалка, температура нагрева, твёрдость, термодинамические расчёты.

A model for predicting the amount and composition of carbides, martensite and retained austenite as well as hardness of quenched high-chromium Fe-Cr-C alloys is developed. It is based upon calculation of equilibrium phase composition at heating temperature. Results are compared with the authors' own and literature experimental data.

Keywords: Fe-Cr-C alloys, hardening, hardening temperature, hardness, thermodynamic calculations.

Отливки, На основе сплавов системы Бе-Сг-С создано большое число материалов различного назначения: коррозионностойких и штамповых сталей (40X13, 95X18, Х12М и т. п.), износостойких белых чугунов и др. Хорошо известной особенностью подобных материалов является сильная зависимость структуры и твёрдости от температуры нагрева под закалку, обусловленная тем, что в них присутствует большое количество карбидов (чаще всего специальных карбидов (Сг, Ре)7С3), постепенное растворение которых в аустените с ростом температуры обогащает его углеродом и хромом. Это, в свою очередь, приводит одновременно к росту твёрдости образующегося при за-

калке мартенсита и снижению мартенситнои точки, то есть повышению количества остаточного аустенита; поэтому твёрдость сплавов обычно меняется по кривой с максимумом [1,2].

В качестве примера на рис. 1 приведена микроструктура, а на рис. 2 - результаты измерения твёрдости и количества остаточного аустенита для штамповой стали Х12 (1,99% С; 12,45 %Сг; 0,19 % 81; 0,33 % Мп; 0,18 % N1) и промышленного износостойкого чугуна 300Х28Н2 после 30-минутной аустенитизации при различных температурах и закалки в воде. Твёрдость образцов после закалки определяли на твердомере Роквелла ТР-5014. Металлографическое исследование проводилось

а)

б)

Рис. 1. Микроструктура стали Х12 (а) и чугуна 300Х28Н2 (6) после закалки от 1000 "С. Травление в 4 %-ном нитале

HRC

"800 900 1000 1100 1200 130Ö

7~3ак>

800 900 1000 1100 1200 130Ö

т , °с

эак'

зак'

а) б)

Рис. 2. Зависимость твёрдости по Роквеллу НЯС (•) и количества остаточного аустенита /д = /А/(/А +/м) (А) от температуры нагрева под закалку Гмк для стали Х12 (а) и чугуна 300Х28Н2 (б). Точки - экспериментальные данные, линии - результаты расчёта

на оптическом микроскопе Olympus GX51. Рент-геноструктурный анализ осуществлялся на ди-фрактометре ДРОН-4 в Fe ^„¡-излучении в режиме сканирования с шагом 0,02° (по углу 28) и экспозицией в каждой точке 5 с; количество остаточного аустенита определялось по соотношению интегральных интенсивностей линий 111 аустенита и 110 мартенсита. Из рис. 2 отчётливо виден быстрый рост количества остаточного аустенита и снижение твёрдости при закалке от температур, превышающих -1000 °С.

Количественно описать эти изменения можно, если рассчитать химический состав аустенита, количество и твёрдости всех фаз (карбидов, аустенита и остаточного мартенсита) в закалённом сплаве.

Если считать, что при высоких температурах за время выдержки сплав успевает прийти в термодинамически равновесное состояние (что, вероятно, происходит не всегда, особенно для сплавов с литой структурой), то состав находящихся в равновесии аустенита и карбида (Fe, Сг)0Сс можно найти, решив систему уравнений:

„МТ ,•< _ ..(Fe;Cr)aCc.

вЦСг+Фс

. M(Fe,Cr)aCt.

(1)

где ц/ - химические потенциалы компонентов в (Fe Ci") С

аустените, а ° с - химические потенциалы

чистых карбидов в смешанном карбиде [3]. Термодинамика системы Fe-Cr-C изучена весьма подробно; в наших расчётах мы пользовались её описанием, представленным в работе [4]. Приведённые в этой работе температурно-концентра-ционные зависимости молярных свободных энергий аустенита G,;,

и карбидных фаз Gm позволя-

йте

Her

ЙС

GY

■Уо

dGl

г д.

■Ус

Ml;

дУс

дС

ÔGm . ,,(Fe,Cr)aC6. _

дус ' "

-Ус

dGl

дус

-Ус

dG„

(2)

ду{

Cr

ют рассчитать химические потенциалы [5]:

дУСг

где >'к.е, з'сг и ус - атомные доли элементов в соответствующих подрешётках, связанные с обычными атомными долями х соотношениями у, = х, /(1 - хс ).

При необходимости определить фазовый состав конкретного сплава, то есть провести коноду через его фигуративную точку на диаграмме равновесия при заданной температуре, в систему (1) добавляется ещё одно уравнение, отражающее баланс элементов (правило рычага). После численного решения системы уравнений (1) для равновесия аустенита со всеми возможными карбидными фазами ((Ре, Сг)3С, (Сг, Ре)7С3 и (Сг, Ре)2зС6), например, методом Ньютона-Рэфсона [6], остаётся рассчитать свободную энергию сплава при каждом возможном типе фазового состава (у; у + (Ре, Сг)3С; у + (Сг, Ре)7С3 и т. д.) и выбрать в качестве равновесного тот из них, для которого полная свободная энергия минимальна. Результаты расчёта границ фазовых областей при температурах 900... 1200 °С представлены на рис. 3.

Если закалочное охлаждение проведено достаточно быстро, чтобы предотвратить выделение вторичных карбидов, то структура сплава после закалки будет состоять из мартенсита и остаточного аустенита, имеющих тот же состав, что и аусте-нит при температуре нагрева, а также нераство-

Окишев К.Ю., Созыкина A.C.

Изменение структуры и твёрдости высокохромистых сталей и чугунов с температурой нагрева под закалку

о со

О

0 12 3 4

' С, мае. %

Рис. 3. Рассчитанные изотермические разрезы железного угла тройной диаграммы состояния Fe-Cr-C при температурах 900; 1000; 1100 и 1200°С (1-4 соответственно). Области с участием жидкости и а-фазы не показаны

рённых при нагреве карбидов. Чтобы определить количество мартенсита и остаточного аустенита, необходимо знать положение мартенситной точки. Имеющиеся в литературе формулы для Ms относятся к малолегированным сталям, поэтому мы проанализировали существующие данные о положении Ms в сталях с высоким содержанием углерода и хрома и получили эмпирическую формулу, применимую в широкой области концентраций:

Ms = 475-275-С-12-Cr-10-C-Cr, °С, (3) где С и Сг - содержание углерода и хрома в аусте-ните в массовых процентах. Формула (3) учитывает известный факт [7], что влияние хрома на Ms усиливается с ростом содержания углерода. При известной Ms долю остаточного аустенита можно рассчитать по формуле Койстинена-Марбургера

/д = ехр(-0,011 (М5 - Г)), где Т- температура, до

которой производится охлаждение (20 °С) [8]. Если в сплаве присутствуют небольшие количества других элементов, то необходимо дополнительно учесть их влияние на мартенситную точку. В частности, изменение Ms в расчёте на 1 мае. % элемента составляет [7]:

Элемент Со Si Си Ni Мп

АМ„ °С +12 0 -7 -26 -45

При этом нужно учитывать, что некарбидооб-разующие элементы (Со, Б!, Си, N1') полностью находятся в аустените, где их концентрация превышает среднюю концентрацию в сплаве в 1/(1 ~/к) раз, тогда как карбидообразующие элементы распределяются между аустенитом и карбидной фазой. В частности, по нашим данным, полученным при исследовании на сканирующем электронном микроскопе 1ЕОЬ 1БМ 6460ЬУ с микроанализатором, для марганца коэффициент распределения между у-фазой и М7С3 близок к единице.

Твёрдость сплава при известных долях всех фаз можно найти по правилу аддитивности

(56)

н = нМ/м+нА/А+нК/К> (4)

где Ям, //А и Нк - микротвёрдости мартенсита, остаточного аустенита и карбидов, а /м, /а и -доли этих фаз (/м + /а + /к =1 )•

Согласно данным, представленным в [9], перейти от микротвёрдости Н к твёрдости по Рок-веллу НКС (или обратно) можно при помощи следующих соотношений, в основе которых лежит линейная связь между диагональю отпечатка микротвёрдости и величиной НЯС, наблюдавшаяся автором [9] вплоть до ИКС 78:

НКС = 114,1- 4861 -¿Г1''2; (5а)

Я = 1814-1 1-^Т2 114,0

Микротвёрдость здесь выражена в мегапаска-лях. Заметим, что формулы (5а) и (56) дают результаты, несколько отличные от таблиц перевода твёрдости, приводимых в отечественных справочниках, особенно при НКС >60.

Для твёрдости мартенсита можно использовать следующую аппроксимацию по данным [7]:

НКС = 2, (6)

1 +1,18С — 0,14С

где С - концентрация углерода в мартенсите в массовых процентах; при переводе по формуле (56) это даёт значения, практически совпадающие с результатами прямых измерений микротвёрдости мартенсита в широком диапазоне концентраций углерода [10]. Средняя (с учётом анизотропии и содержания железа) микротвёрдость гексагонального карбида (Сг, Ре)7С3 на основании данных [2, 11 ] может быть принята равной

НМ1 с3 -17-5-^ =12 + 5-уСг, ГПа. (7)

Наконец, для микротвёрдости остаточного аустенита можно использовать следующую формулу, полученную нами на основании анализа концентрационных зависимостей твёрдости аустенитных сталей:

а) б)

Рис. 4. Зависимость температуры Ттах, после закалки от которой достигается максимальная твёрдость НЯСтах (а), и величины НЯСтах (б) от концентрации углерода в хромистых чугунах, содержащих 17 %Сг (о) и 24 %Сг (д). Точки -экспериментальные данные [2], линии - результаты расчёта

ЯА =

1000+800-С

, МПа.

(В)

1-0,6-/^

Знаменатель этой формулы отражает упрочнение аустенита вследствие фазового наклёпа по

мере роста доли мартенсита = /м / (1- /к ) по

М.Е. Блантеру [12].

Использование приведённых соотношений позволяет рассчитать фазовый состав и твёрдость сплава с любым содержанием хрома и углерода после закалки от любой температуры. Результаты такого расчёта для исследованных в работе стали Х12 и белого чугуна 300Х28Н2 приведены в виде линий на рис. 2. Результаты аналогичных расчётов, проделанных для целого ряда других высокохромистых сталей и чугунов, в большинстве случаев обнаруживали неплохое согласие с имеющимися в литературе экспериментальными данными. В качестве примера на рис. 4 приведены расчётная зависимость температуры закалки на максимальную твёрдость и самой этой твёрдости от содержания углерода в хромистых чугунах с 17 и 24 % Сг.

Таким образом, в работе предложена методика, позволяющая прогнозировать фазовый состав и твёрдости сплавов системы Fe-Cr-C после закалки от различных температур. Она может быть использована для подбора составов и режимов термической обработки высокохромистых сталей и чугунов.

Работа выполнена в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России».

Литература

1. Геллер, Ю.А. Инструментальные стали / Ю.А. Геллер. - М.: Металлургия, 1983. — 528 с.

2. Металловедение, физика и механика применительно к процессу обработки графитирован-ных материалов. Структура и износостойкость инструментов / А.Н. Емелюшин, Д.А. Мирзаев, Н.М. Мирзаева и др. — Магнитогорск: Изд-во МГТУ, 2002.-200 с.

3. Мирзаев, Д.А. Расчёт диаграмм равновесия сплавов Fe-Cr—C в области существования карбида (FeyCr¡_у)7С3 / Д.А. Мирзаев, Н.М. Мирзаева, Х.М. Ибрагимов // Вопросы производства и обработки стали: сб. науч. тр. — Челябинск: Изд-во ЧИН 1977. -№ 177. - С. 132-137.

4. Lee, В.-J. On the stability of Cr carbides / B.-J. Lee // CALPHAD. - 1992. - Vol. 16, No. 2. -P. 121-149.

5. Попов, В.В. Моделирование превращений карбонитридов при термической обработке сталей / В. В. Попов. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. -380 с.

6. Кауфман, Л. Расчёт диаграмм состояния с помощью ЭВМ / Л. Кауфман, X. Бернстейн. — М.: Мир, 1972. - 328 с.

7. Гуляев, А.П. Термическая обработка стат / А.П. Гуляев. - М.: Машгиз, 1960. - 496 с.

8. Koistinen, D.P. A general equation prescribing the extent of the austenite—martensite transformation in pure iron—carbon alloys and plain carbon steels / D.P. Koistinen, R. E. Marburger // Acta Metallurgica. -1959. - Vol. 7, No. 1. - P. 59-60.

9. Leckie-Ewing, P. A study of the microhardness of the major carbides in some high speed steels / P. Leckie-Ewing // Trans. ASM. - 1952. - Vol. 44. -P. 348-366.

10. Розанов, A.H. Влияние углерода и температуры закачки на твёрдость мартенсита / А.Н. Розанов //Доклады АН СССР. - 1957. -Т. 115, №4.-С. 721-722.

11. Ковальченко, М.С. Анизотропия микротвёрдости поликристачлических карбидов переходных металлов VI группы / М.С. Ковальченко, Ю.И. Роговой // Порошковая металлургия. — 1971. -№ 2. - С. 93-99.

12. Блантер, М.Е. Мартенситные превращения и механическое состояние фаз / М.Е. Блантер // МиТОМ. - 1975. -№ 5. - С. 7-11.

Поступила в редакцию 18 февраля 2011 г.