CC BY
35
УДК 621.785.5
Д-р техн. наук В. Г. Мщенко, О. I. Булах, канд. фiз-мат наук В. I. Меняйло
Запор1зький нацюнальний ушверситет, м. Запор1жжя
ПОВЕРХНЕВЕ ЗМ1ЦНЕННЯ ХРОМИСТИХ МАРТЕНСИТНО-ФЕРИТНИХ СТАЛЕЙ ТИПУ 04...08Х18ч
Викладено закономiрностi формування поверхневого дифузшного шару з тдвищеними фiзико-механiчними властивостями при високотемпературнт цементацИ хромистих мартенситно-феритних сталей. До^джено вплив температури та часу витримування на процес структуроутворення. Визначено найбiльш оптимальну температуру цементацИ сталей цього класу.
Ключовi слова: цементацiя, хромистi сталi, карбiди хрому, мартенсит, мiкротвердiсть.
Вступ
Добре вiдомi хромист економнолеговаш сталi (10Х13, 20Х13, 08Х17, 04Х18ч, 06Х18ч, 08Х18Т1, 95Х18 та ш.) знаходять широке застосування як конструкцшш та iнсгрументальнi матерiали завдяки низьк1й собiвар-тосгi та задовшьним фiзико-механiчним властивостям
[1-3].
Сталi мартенситного класу, що мiстять 12-14 % Сг, та 0,1-0,8 % С (20X13, 30Х13, 40Х13 та ш.), псля тфм!ч-ного оброблення мають достатньо високу мщшсть, а також високу пластичнiсть та в'язюсть. Однак концент-рацiя хрому на такому рiвнi обмежуе використання цих сталей в середньо- та сильно- агресивних середовищах. Сталi з пiдвищеним вмютом вуглецю та хрому (95Х18, 115Х18 та ш.) застосовують для виготовлення деталей, до яких ставляться вимоги високо! твердостi, зносостш-косп та стшкосп до до помiрних агресивних середовищ. Однак цей тип сталей мае невисоку пластичнiсть, що обмежуе застосування до них операцiй штампування, формування, рiзання та iн. Крiм того, сам процес тер-мiчного оброблення (ТО) даних сталей е досить склад-ним та ввдповвдальним [4, 5].
Двофазнi мартенсигно-феритнi стшп (12Х13, 04Х18ч, 06Х18ч, 14Х17Н2 та ш.) призначенi для виготовлення деталей холодною пластичною деформащею (штампу-ванням, висадкою, витяжкою, гнуттям). Пвдвищена тех-нологiчна пластичнiсть ДМФС дозволяе застосовувати !х для листового штампування деталей досить складно! конфцураци, що е перевагою цих сталей перед шшими висоге^цними сталями [4, 6-8].
Розширити дiапазон використання вищевказаних хромистих сталей можливо !х поверхневим змщненням шляхом хiмiко-термiчного оброблення (ХТО).
Аналггичний огляд проблеми досл1дження
Цементащя, як один з найбiльш вивчених видiв ХТО, дае можливiсть отримати в поверхневiй зонi сталей ди-фузiйний шар з тдвищеними мехатчними та експлуа-тацiйними характеристиками. Хром, як карбщоутворю-
вальний елемент, сприяе утворенню в поверхневiй зонi спещальних карбiдiв типу (Сг,Ре)23С6 , (Сг,Ре)7С3 та лего-ваного цеменгигу (Ре, Сг)3С. Пдвищення твердостi, зно-со- та теплостшкосп, при збереженнi задовшьно! стiйкостi до корозп, дозволяе використовувати цемен-тованi хромистi сталi для виготовлення мiкрорiзально-го шструменту або рiзальних кромок, деталей вузлiв гiдроагрегатiв, теплообмiнникiв та нафтопроводiв, яш працюють в умовах пiдвищеного зносу та до агресив-ного середовища, ливарних прес-форм та деталей до-сить складно! форми, до яких висувають висок! вимоги щодо мщносл та корозшнш стiйкостi, шляхом !хнього попереднього формування пластичною деформащею з наступним поверхневим змщненням [9, 10].
Водночас, закожтрносп змши структури та влас-тивостей дифузшного шару високохромистих корозш-ностшких сталей цього типу (12Х13, 04Х18ч, 06Х18ч, 14Х17Н2) в процесi цементаци, е маловивченими. Сто-совно ведомостей про вплив хрому на шнетику формування дифузшного шару в процеа поверхневого наси-чення, то вони е суперечливi [10, 11]. А вщом! режими ХТО, як1 добре вщпрацьоваш на вуглецевих сталях, не можуть бути застосованi до цього класу сталей або по-требують оптимiзацi!.
Дотепер роботи в шлуз! ХТО (цементацi!, азоту-вання, нiтроцементацi!) високохромистих сталей р!зно-го класу ведуться низкою шоземних промислових ком -панiй, такими як «№Иоп Paгkeгizing» (Япошя), «8тс^е1ок Сотрапу» (США), «Bodycote р1с» (Велика Бритатя) та ш.
Матерiали та методи дослвджень
Як дослщну сталь було обрано економнолеговану сталь марки 06Х18ч (ГОСТ 27702-88) як типового пред-ставника двофазних сталей типу 04...08Х18ч (табл. 1). Вони використовуються переважно для виго-товлення деталей, що працюють в окисних та пом!рно агресивних середовищах.
© В. Г. М1щенко, О. I. Булах, В. I. Меняйло, 2017
Дослщження структури проводили на мiкроскопах МИМ-8М та ОЬУМРШ IX 70. Структура вихвдних зразкiв сталi 06Х18ч двофазна - мартенсит i ферит (рис. 1). Ви-мiрювання твердосп здшснювали за Роквеллом на твер-домiрi НЯЛ-1, мiкротвердостi - по Вшкерсу на натвав-томатичному мiкротвердомiрi 402 МУЭ. Твердiсть вих-щних рекрисгатзованих зразк1в становила 72-77 НКБ.
Рис. 1. Мжроструктура вихщних зразюв стаи 06Х18ч (збшьшення х 1000)
Гартування та хiмiко-термiчне оброблення (цементадш) проводили у шахтн1й електропечi СШОЛ-11.6 12-М3-У4.2, яка розрахована на роботу при температурах до 1250 °С. Для цементацп використовували твердий карбюризатор з активiзаторами ВаСО3 та №2СО3 (ГОСТ 2407-83) у сшвввдношенм 12 % об. свЬкош i 88 % об. ввдпрацьованого.
Результата та \х обговорення Вплив температури загартування на структуру та властивостi сталi 06Х18ч
Температура на^вання зразк1в сталi 06Х18ч становила 900... 1070 ± 5 °С, витримка в печi 1, 2, 3, 5, 10 хвилин, з наступним гартуванням в iндустрiальнiй оливг
Пiсля термiчного оброблення мiкроструктура сталi залишилася двофазною - мартенсит (темна складова) та ферит (свiтла складова), але змiнилось ствввдношен-ня фазових складових (60 % - мартенсит, 40 % - ферит) (рис. 2). Шкротверд^ь мартенситу становила близько 560-600 НУ, а ферту - 290-320 НУ
Шдвищення температури гартування сприяло зб№шенню твердосп поверхневого шару на 5-10 НЯБ (рис. 3). Термiчне оброблення привело до розпаду даля-нок мартенситу з видiленням дабнодисперсних карбiдiв та вiдокремлення карб1дно! фази i фериту в процесi розпаду аустенпу i рекристалiзацil структурно вшьного фериту.
Рис. 2. Мжроструктура стал1 06Х18ч тсля загартування X 500
Високотемпературна цементащя сталi 06Х18ч
Цементащю дослвдних зразк1в проводили при тем-пературi 1030 ± 5 °С протягом 1-1, 3-х та 5-ти годин з наступним безпосередтм гартуванням в iцдустрiальнiй оливi.
При проведенш ХТО сталi 06Х18ч вiдбувалося на-сичення поверхневих шарiв сталi вуглецем, концентра -цiя якого поступово зменшувалася з глибиною, та фор-мування дифузiйного шару (рис. 4, рис. 5).
Процес насичення вуглецем нерiвномiрний, адже вiдбуваeться тшьки за рахунок аустенiту, частка якого складала 20 % з початку процесу, а на границях зерен взаeмодiя з карбiдами та збщнення хромом. Цьому та-кож сприяла цементитна сiтка (Ре, Сг)3С. Зi зниженням концентрацп хрому на границях зерен з 18 до 11 % збшьшуеться схильшсть до утворення аустенiту, в яко-му вщбуваеться активiзацiя дифузп вуглецю. Таким чином структурний стан при високотемпературнiй цементацп являе собою ферит + аустешт + мартенсит + + (Сг, Ре)23С6+(Сг, Ре)7С3+(Ре, Сг)3С. Процес видшення того чи iншого типу карбвду залежить ввд концентрацп вуглецю в цементованому шарi сталi 06Х18ч. Змша вмiсту вуглецю впливае на кшьюсне спiввiдношення фазових складових при нагршанм в а + у обласп, температуру перетворення у ^ М та стутнь метастабiльностi аустен1ту. Утворення мартенситу та карбщв в поверх-невш зон1 веде до шдвищення твердосп (рис. 6).
Твердеть поверхн1 тсля цементацп становила близько 56-58 НЯС. Дослiдження мiкротвердостi на зразках пiсля 1 години цементацп показали, що мiкротвердiсть свггло1 складово! на глибит 50 мкм становила близько 660-700НУ а темно1-750-800НУ На глибит 140-230 мкм спостерпгаеться перехвдна зона. Великий штервал значень мiкротвердостi темно1 складово1 перехвдно1 зони 520-650НУ сидчить про те, що вона е досить не однсрдною.
Таблиця 1 - Хiмiчний склад досл1дно1 стал
Марка ст^ Вмiст легувальних елеменпв*, % мас.
С Мп Сг Мо У 11 N1
06Х18ч 0,06 0,2 0,02 - 18,4 - - - 0,41
* Вмкт Р, 8, Ьа <0,025 % мас.
Висою значення м1кротвердосп темних дшянок сввдчатъ аустешту Характерним е формування мартенситу та за-про наявтстъ мартенситу, а пром1жт значення м1крот- лишкового аусгенiгу по границях зерен фериту, м1крот-вердосп ввдшввдають високовуглецевому залишковому вердастъ якого становила близько 350 НУ (рис. 6).
Рис. 3. Залежнють твердостi поверхневого шару стаи 06Х18ч вiд температури гартування та часу витримки 1 година
Рис. 4. Формування дифузшного шару при цементацй
(1, МЮ1
300 200 100 0
У=5Г 41&Х1- + 1 Э9г5х 1 1С-12 ■_____И>
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4 Г . год
Рис. 5. Залежнють ефективно! товщини дифузшного шару вщ часу витримки
Визначення впливу температури цементаци на структуру сталi 06Х 18ч та товщину дифузiйного шару проводили при температурах 1000, 1030, 1050 та 1070 ± 5 °С протягом 5 годин.
З тдвищенням температури цементаци збшьшусть-ся товщина дифузiйного шару, а починаючи з 1030 °С,
спостерiгали значне зростання зерен, що веде до круп-нозернистостi структури (рис. 7, рис. 8). Крiм того, при високих температурах вщбувасться активне формуван-ня карбщно! атки, яка гальмуе подальший процес ди-фузп вуглецю вглиб зерен.
НУ
700
500
300
♦ у= -2Е-08Х ' + 2Е-05Х3- 0г008х р=- о 8^-1 - + ОДббХ + 716,8
♦ ♦ ♦< т
4 > ♦ ♦ ♦
450
(3: МКМ
Ла Ъ^Ь * * ♦ ? * *
__ЖЕЙЙ
Рис. 6. Змша мжротвердост за глибиною цементованого шару стал1 06Х18ч
о. мкм -100
350
ЗАО
290
200
у = -0.02 >8* - 233 '4 23
150
990 1000 1010 1020 1030 1040 1050 1060 1070 Тг аС
Рис. 7. Залежнють товщини дифузшного шару вщ температури цементаци
Рис. 8. Укрупнення зерен при високш температур1 цементаци х 200
Висновки
У результат ХТО мартенситно-феритних дослiдних сталей 06Х18ч за вибраним режимом ХТО вщбуваеть-ся формування дифузiйного шару з пiдвищеними по-казниками твердостi до 56-58 НЕС та характерною мiкросгруктурою. Поверхневий шар являе собою сумiш
безструктурного мартенситу та спещальних карбiдiв з мжротвердктю 650-800 ИУ Перехiдна зона - сушш мартенситу та залишкового аустенпу з твердiстю 500650 ИУ на границях зерен фериту, який мае твердiсть близько 350 НУ
Установлена законом1ршсть впливу температуря ХТО та термшу витримки на процес формування струк-тури дифузшного шару стал1 06Х18ч. Визначено найбшьш оптимальну температуру цементацп сталей цього класу, яка становить 1030 °С.
Список лтератури
1. Мищенко В. Г. Разработка и внедрение хромистых кор-розионостойких сталей : автореф. дис. к-та техн. наук : спец. 05.02.01 «Материаловедение» / В. Г. Мищенко. -Запорожье, 1985. - 24 с.
2. Мищенко В. Г. Хромистые нержавеющие стали для столовых приборов и посуды / В. Г. Мищенко // Новi конст-рукцшш сталi i сплави та методи 1х обробки для тдви-щення надшност та довговiчностi виробiв : матер. VI Мiжнар. конф. 27-29 вересня 1995 р. - Запорiжжя : ХДТУ, 1995. - 83 с.
3. Абрамова В. И. Конструкционные материалы в автомобилестроении: учебное пособие / В. И. Абрамова, Н. Н. Сергеев, А. Н. Сергеев. - Тула : Изд-во ТулГУ, 2015. - 186 с.
4. ГОСТ 5632-72. Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки. - Дата введения 01.01.75. - М. : Изд-во стандартов, 1972. - 61 с.
5. Евстратова Н. Н. Материаловедение : учебное пособие / Н. Н. Евстратова, В. Т. Компанеец, В. А. Сухарникова. -Ростов-на-Дону : Феникс, 2006. - 269 с.
6. Мищенко В. Г. Структура и свойства листовой корро-зионностойкой стали 06Х18ч, легированной РЗМ и кальцием / В. Г. Мищенко, Б. С. Натапов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1983. - № 8. -С. 32-34.
7. Мищенко В. Г. Влияние металлургического передела на структуру, технологические и служебные свойства стали 06Х18ч / В. Г. Мищенко, В. С. Мовшович, И. Г. Климова // Металл и технический прогресс : матер. Всес. науч.-техн. конф. - М. : Металлургия. - 1987. - 163 с.
8. Мищенко В. Г. Оценка штампуемости коррозионнос-тойких сталей с дуплексной структурой / В. Г. Мищенко, И. Ю. Нагорная // Новi матерiали i технологи в мета-лурги та машинобудуванш. - 1999. - № 1. - С. 28-29.
9. Лахтин Ю. М. Химико-термическая обработка металлов / Ю. М. Лахтин, Б. Н. Арзамасов. - М. : Металлургия, 1985. - 216 с.
10. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов / И. И. Новиков. - М. : Металлургия, 1986. - 480 с.
11. Владимирова В. В. Влияние размера зерна феррита на строение и рост аустенитно-карбидных колоний при цементации хромистых сталей / В. В. Владимирова // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1992. -№ 10. - С. 4-7.
12. Переверзев В. М. О природе повышенной склонности хромистых сталей к карбидообразованию при цементации / В. М. Переверзев, В. И. Колмыков // Известия АН СССР. Металлы. - 1980. - № 1. - С. 197-200.
Одержано 30.11.2017
Мищенко В.Г., Булах А.И., Меняйло В.И. Поверхностное упрочнение хромистых мартенситно-ферритных сталей типа 04...08Х18ч
Изложены закономерности формирования поверхностного диффузионного слоя с повышенными физико-механическими свойствами при высокотемпературной цементации хромистых мартенситно-ферритных сталей. Исследовано влияние температуры и времени выдержки на процесс структурообразования. Определено наиболее оптимальную температуру цементации сталей данного класса.
Ключевые слова: цементация, хромистые стали, карбиды хрома, мартенсит, микротвердость.
Mishchenko V., Bulakh A., Meniailo V. Surface hardening of chromium martensitic-ferritic steels of type 04...08Х18ч
The regularities of the formation of a surface diffusion layer with increased physico-mechanical properties during high-temperature cementation of chromium martensitic-ferritic steels are presented. The influence of temperature and time on the structure formation process are investigated. The most optimal temperature of steel cementation of this class was determined.
Key words: cementation, chromium steel, chromium carbides, martensite, microstructure.
