CC BY
87
УДК 620.178
ОЦЕНКА ТВЕРДОСТИ ОТЛИВОК ИЗ СТАЛИ 60Х2Н4ГМФ ПО КОЭРЦИТИВНОЙ СИЛЕ
В.М. Власовец, доцент, к. т.н., ХНТУСХ
Аннотация. Рассмотрены факторы, влияющие на уровень твердости и коэрцитивной силы, на основе оценки вклада механизмов торможения дислокаций в упрочнение стали 60Х2Н4ГМФ.
Ключевые слова: твердость, механизмы упрочнения, сталь, коэрцитивная сила, предел текучести.
ОЦ1НКА ТВЕРДОСТ1 ВИЛИВК1В З1 СТАЛ1 60Х2Н4ГМФ ЗА КОЕРЦИТИВНОЮ СИЛОЮ
В.М. Власовец, доцент, к.т.н., ХНТУСГ
Анотаця. Розглянуто чинники, що впливають на р1вень твердот i коерцитивног сили, на основi оцтки. внеску механiзмiв гальмування дислокацш у змщнення сталi 60Х2Н4ГМФ.
Ключовi слова: твердiсть, мехатзми змщнення, сталь, коерцитивна сила, межа текучостi.
ESTIMATION OF HARDNESS OF 60CR2NI4MNMOV STEEL CASTINGS BY MEANS OF COERCITIVE FORCE
V. Vlasovets, Associate Professor, Candidate of Technical Science, KNTUA
Abstract. This article considers the factors, which influence on the hardness of 60Cr2Ni4MnMoV steel estimating the contribution of different mechanisms of dislocations retarding into the steel strengthening.
Key words: hardness, strengthening mechanisms, steel, coercitive force, yield strength.
Введение
Традиционно для измерения твердости массивных стальных отливок - валков используют метод Бринелля. Однако его применение имеет существенные ограничения. Отпечаток после вдавливания индентора характеризует свойства только незначительного приповерхностного участка рабочего слоя изделия. После замера твердости остается отпечаток, который необходимо в после -дующем удалить механической обработкой. Измерение твердости по глубине рабочего слоя проводится на образцах, вырезанных из торцов бочки валка, что не отражает свойства средней её части. Использование нераз-рушающих магнитных методов контроля, в частности коэрцитивной силы (Нс), лишено подобных недостатков.
Анализ публикаций
В настоящее время из-за существенного влияния изменяющихся факторов нет общей теории магнитной структуроскопии [1], поэтому в каждом конкретном случае приходится экспериментально находить взаимосвязь между магнитными и другими свойствами материала. Это относится и к оценке твердости по Нс. Несмотря на достаточно обширный экспериментальный материал, накопленный различными исследователями по установлению таких зависимостей [2], ряд вопросов изучен мало. В частности отсутствуют сведения по оценке твердости с использованием неразрушающего магнитного параметра сталей, по структуре и свойствам удовлетворяющих принципу Шарпи [3]. Характерным для таких материалов является
получение относительно низкои твердости в литом состоянии и высокой - после низкотемпературной термической обработки [4]. Это свойство использовано при разработке технологии получения материала для производства валков прокатных станов предчисто-вых клетей - стали 60Х2Н4ГМФ. Для экспериментального определения твердости стали по результатам неразрушающего контроля необходимо предварительно физически обосновать возможность такой оценки.
Цель и постановка задачи
Цель работы - обосновать возможность оценки твердости рабочего слоя изделий из стали 60Х2Н4ГМФ с использованием коэрцитивной силы.
Материал и методики исследований
Упрочнение отдельных фаз сплава заключается в увеличении сопротивления пластическому деформированию, которое определяется перемещением дефектов кристаллической решетки - дислокаций. В качестве теоретического обоснования вклада механизмов торможения дислокаций в условный предел текучести использовали известные положения, изложенные в работе [5].
Исследовали образцы из стали 60Х2Н4ГМФ, вырезанные из рабочего слоя стационарно-литых отливок (диаметром 110 мм, высотой - 600 мм), со следующим содержанием компонентов: 0,64 % С, 0,59 % 81, 1,20 % Мп, 0,03 % Р, 0,04 % 8, 2,2 % Сг, 3,96 %№, 0,38 % Мо, 0,18 % V. Сочетание вводимых легирующих элементов обеспечило температуру мартенситного превращения 140-160 °С и получение мартенситной структуры в рабочем слое после литья. Для получения однородной структуры стали, наиболее полного распада остаточного аустенита проводили высокотемпературный отжиг, а для получения высокого уровня твердости - низкотемпературный. Отливки помещали в печь, нагретую до температуры 200±15 °С. Для выравнивания температуры по сечению отливки выдерживали при такой температуре в течение 2 ч. Нагрев в печи и охлаждение производили со скоростью 20 °С/час. Выдержка отливок при исследуемом режиме отжига составила 3 ч. Оценили вклад механизмов торможения дислокаций в условный предел текучести для таких вариантов отжига:
I - 300±10 °С; II - 450±10 °С; III - 800±10 °С; IV - двухступенчатый 550±10 °С, 800±10 °С.
Для установления возможности экспериментальной оценки твердости по Нс исследовали дополнительно варианты низкотемпературного отжига 350±10 °С, 400±10 °С, 500±10 °С, 550±10 °С.
Результаты эксперимента и их обсуждение
Структура рабочего слоя отливок из стали 60Х2Н4ГМФ в литом состоянии представляет собой мартенсит, остаточный аустенит (до 30 %). Распределен он неравномерно, в поле зрения шлифа его содержание колеблется от 15 до 50 %. Отмечены отдельные включения по границам зерен структурного свободного цементита и карбида молибдена - Мо2С. Остаточный аустенит практически не содержит карбидной фазы.
Подробные исследования особенностей влияния отжига в интервале 300-800°С на состав и количество карбидной фазы стали 60Х2Н4ГМФ изложены в работе [6]. Следует отметить, что низкотемпературные обработки стали по режимам I и II способствуют распаду остаточного аустенита. Это приводит к выделению карбидов цементитного типа Ме3С, а также специальных - VC, Мо2С и (Сг,Ме)7С3. Высокотемпературные обработки по режимам III и VI способствуют получению более однородной структуры, коагуляции карбидной фазы.
Наибольшее количество выделившихся карбидов отмечается при высокотемпературных обработках. Как правило, они выделяются цепочками. Проведение низкотемпературных обработок способствует выделению более дисперсных карбидов, расположенных внутри и по границам бывших мартенситных игл. Оценили влияние различных факторов на увеличение сопротивления пластическому деформированию и изменение Нс.
Основными механизмами упрочнения стали 60Х2Н4ГМФ являются твердорастворный (Аот.р), дислокационный (Лод), а также упрочнение, вызванное образованием дисперсных частиц при распаде пересыщенного твердого раствора (Аоду). Вклад сопротивления решетки металла движению свободных дислокаций (Ло0), упрочнения границами зерен (Аоз) для данной стали является незначительным, и им можно пренебречь.
Для оценки упрочнения твердого раствора при легировании обычно пользуются формулой [7]
АаКС ,
(1)
где К - коэффициент упрочнения твердого раствора при легировании элементом в количестве 1 масс. %; С - концентрация растворенного элемента.
Эффект упрочнения твердого раствора при легировании также увеличивает Нс согласно модели Тройбле
Не =
4Аа
К„
ее з дхБ
да
-а-
2 да
е + Ъ/2 дТе
Т
1 п
да
Рко
(2)
где Ркон=5/1; Аа - усредненное значение амплитуды колебаний концентраций; Ксош1; -численная константа порядка единицы; ^ -магнитострикция насыщения; Мц - намагниченность насыщения; о - среднее значение амплитуды внутренних напряжений; Тс - температура Кюри; цо - относительная магнитная проницаемость.
Присутствие в сплаве когерентно и некогерентно связанных с матрицей включений приводит к его дисперсионному упрочнению вследствие торможения дислокаций. Для некогерентных карбидных частиц расчет дисперсионного механизма упрочнения выполнили по механизму Орована [8]
Аад. = 0,85М
оь
2п(Х1 - ¿вкл )
ф 1п(х ¿вкл), (3)
2Ь
где Ф - коэффициент, характеризующий тип взаимодействия (Ф=1/2[1+1/(1-у)]); - усредненное расстояние между частицами; ¿вкл - усредненный размер частиц; О - модуль сдвига; Ь - вектор Бюргерса. Неоднократно подтвержденная экспериментально теоретическая модель Керстена показала [9], что уровень Нс пропорционален объему включений в сплаве (Нс ~ и", где п = 1/2...3/4 и зависит от формы включений)
Нс = Рд
К,
эф
Цо М
(4)
где Кэф - эффективная константа магнитной анизотропии; п - показатель степени, зависящий от вида включения; рдисп - фактор, ха-
рактеризующий степень дисперсности включений.
Экспериментально определенная величина о0,2 имеет аналогичную закономерность [7], но не зависит от формы включений (о0,2 ~ и). Количественные теории упрочнения в процессе эволюции дислокационной структуры обстоятельно развиты только для монокристаллов [8]. Для сталей зависимость упрочнения от плотности дислокаций (р) описывается уравнением [7]
а
{МОЬу[р ,
(5)
где а! - коэффициент, зависящий от характера распределения и взаимодействия дислокаций; М - ориентационный множитель. Теоретическое рассмотрение влияния упругого поля линейной дислокации на движение плоской 180-градусной доменной границы, выполненное Виценой, а также учет размеров напряженного участка при расчете Нс (модель Малека), также свидетельствуют о пропорциональной зависимости магнитного параметра от плотности дислокаций р1/2
Н =-
а|АЕ|
2ц0Мб!АГ
(1пЬ)>2л/р,
о
(6)
где о - среднее значение амплитуды внутренних напряжений; р - плотность дислокаций; 5 - ширина доменной стенки; АЕ - изменение потенциальной энергии доменной границы при её смещении в упругом поле линейной дислокации на расстоянии Ах; Ь -средний размер домена.
Таким образом, наблюдающаяся общность влияния структурных факторов на Нс и упрочнение предполагает возможным оценку твердости на основе магнитного параметра. Выполнили приближенную оценку вклада механизмов торможения дислокаций в общий условный предел текучести для рабочего слоя отливок из стали 60Х2Н4ГМФ.
При дисперсионном упрочнении стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса. С одной стороны - разупрочнение вследствие распада пересыщенного твердого раствора (уменьшается упрочнение матрицы, снижается Нс). С другой стороны - упрочнение вследствие выделения дисперсных частиц на участке 350-500 °С с пиком дисперсионного твердения при 450±10 °С, которому соответствуют макси-
мальный уровень твердости (557-586 НВ) и Нс (30-37 А/см).
Для стали 60Х2Н4ГМФ отмечено нарушение корреляции НВ и ов. Известно [10], что в общем случае ов = к НВ, где для сталей к ~ 0,35. Однако наличие значительной доли мартенсита, вторичных карбидов в структуре данной стали способствует значительным изменениям при измерениях твердости по Бринеллю. Существенное влияние на результат измерения оказывает упругая составляющая, которая способствует восстановлению отпечатка после снятия нагрузки и уменьшению его диаметра. В результате фиксируются завышенные значения твердости. Это справедливо как для литого, так и для термически обработанного металла.
Для области максимального упрочнения при низкотемпературном отжиге (в интервале 350-500 °С) установлена зависимость, позволяющая по Нс оценивать твердость
НВ = 15,8 Нс. (7)
Размер выделившихся в результате отжига включений цементитного типа (оценено по результатам теплового травления и просвечивающей электронной микроскопии) - до 0,5 мкм, а спецкарбидов - до 0,1 мкм, Расстояние между включениями преимущественно сферической или незначительно вытянутой формы колеблется в пределах 500-1500 нм для карбидов цементитного типа и 300-800 нм - для спецкарбидов. В таком случае существенно возрастает влияние энергии поверхностного натяжения при прохождении доменной стенки через включение. Установлено, что предел текучести и Нс пропорциональны объему включений в стали ~ и1/2 и обратно пропорциональны размеру частиц. Вклад упрочнения дисперсными включениями в повышение предела текучести стали 60Х2Н4ГМФ составил 100-120 МПа. Твердость повысилась на 87-93 НВ.
Для повышения однородности структуры стали, увеличения общего количества карбидной фазы (согласно данным карбидного анализа до 8,20-9,55 % к весу металла), дополнительного повышения её пластичности исследованы также режимы высокотемпературного отжига: III - отжиг 800±10 °С; ГУ-двухступенчатый отжиг 550±10 °С, 800±10 °С. Отмечено, что указанные режимы
снижают твердость на 24-25 % по сравнению с отжигом при 450±10 °С.
Выводы
На основании изучения вклада механизмов торможения дислокаций в общий условный предел текучести и факторов, влияющих на уровень Нс стали 60Х2Н4ГМФ, обоснована возможность оценки твердости с использованием Нс. Установлена экспериментальная зависимость, которая позволяет оценивать уровень твердости без разрушения рабочей поверхности массивной отливки и не требует приготовления специальных образцов.
Литература
1. Щербинин В.Е. Магнитный контроль ка-
чества металлов / В.Е. Щербинин, Э.С. Горкунов. - Екатеринбург : УрО РАН, 1996. - 263 с.
2. Бида Г.В. Магнитный контроль механиче-
ских свойств проката / Г.В. Бида, Э.С. Горкунов, В.М. Шевнин. - Екатеринбург : УрО РАН, 2002. - 252 с.
3. Bina M. Application of homogenization heat
treatments to improve continuous-annealing furnace roller fractures / M. Bina, G. Dini, M. Navabi // Ingeneering Failure Analysis. - 2009. - Vol. 16, №5. -P.1720-1726.
4. Soboyejo W. Mechanical properties of en-
gineered materials / W. Soboyejo. -Danvers : CRC Press, 2003. - 583 p.
5. Гольдштейн М.И. Металлофизика высоко-
прочных сплавов / М.И. Гольдштейн,
B.С. Литвинов, Б.М. Бронфин. - М. : Металлургия, 1986. - 312 с.
6. Власовец В.М. Влияние температуры от-
жига на состав и количество карбидной фазы в доэвтектоидной стали типа 60Х2Н4ГМФ / В.М. Власовец // Мета-лознавство та термiчна обробка металiв. - Дншропетровськ. - 2010. - Вип. 2. -
C. 76-82.
7. Гольдштейн М.И. Дисперсионное упрочне-
ние стали / М.И. Гольдштейн, В.М. Фар-бер - М. : Металлургия, 1979. - 208 с.
8. Золотаревский В.С. Механические испы-
тания и свойства металлов / В.С. Золотаревский. - М. : Металлургия, 1974.
Рецензент: С.С. Дьяченко, профессор, д.т.н., ХНАДУ.
Статья поступила в редакцию 10 августа 2010 г.
