CC BY
29
Список литературы
2. Исследование контактной выносливости сталей различной теплоустойчивости / [Ольшанецкий В. Е., Михайлов Л. А., Вильчек А. И., Банас И. П.] // ФХММ. - 1971. -№ 2. - С. 3-8.
1. Кошевник А. Ю. Измерение поверхностного натяжения по размерам лежащей капли / Кошевник А. Ю., Куса-нов М. М., Лубман Н. М. // Журнал физической химии. -1953. - Т. XXVII, вып. 12. - С. 1887-1890.
Одержано 05.11.2013
Биковський О.Г., Самойлов В. С., Ольшанецький В.Ю., Лаптева А.Н., Бусов А.В., Воронш Д.Я. Вплив стану поверхш твердого тiла на характеристики змочування його розплавом
На спецгальнш установцi з визначення поверхневих явищ методом лежачо'г' краплг проведенi дослгдження змочування алюмiнieмА0, бронзоюБрКМц3-1, сталями 100Х15М2Г2Р i 07Х20Н9Г7Тсталево'г' Ст3 i титановог ВТ 1-0 пiдкладок з гладкою тсля прокатки i оброблено'г' дробом поверхнею.
Встановлено, що у в^х випадках крайовий кут змочування розплавами пiдкладок менший на шорсткш поверхш порiвняно з гладкою. На титановш тдкладщ в тих же комбiнацiях вiн менший порiвняно зi сталевою вна^док бтьшог хiмiчноi активностi титану йутворення промiжних сполук зменшою в 'язюстю. Це пов 'язано зi зниженням поверхнево'г' енерги контактно'г' зони вна^док дрейфу атомiв (передуем впровадження) до поверхт подiлу.
Ключовi слова: шорстюсть, крайовий кут змочування, адгезiя, когезiя, поверхневий натяг, лежача крапля.
Bykovskiy O., Samoylov V., Olshanetskiy V., Lapteva A., Busov D., Voronin D. Effect of solid surface on its melt wetting characteristics
A special unit to determine the surface phenomena by sessile drop method was used to study wetting A0 aluminum, bronze BrKmts3-1 steels 100H15M2G2R and 07H20N9G7T of St3 steel and titanium VT1-0 substrates with a smooth-rolled and shot-blast surface.
It was found that in all cases, the contact angle is less than the substrate melts at the rough surface compared with the smooth. At titanium substrate under the same combination it is smaller as compared with the steel due to the greater reactivity of titanium and the formation of intermediates with lower viscosity. This is due to reduction of contact zone energy surface owing to drift interstitial atoms to surface of division.
Key words: roughness, contact angle, adhesion, cohesion, surface tension, sessile drop.
УДК 669.141:539.374
Д-р техн. наук В. В. Лунев, д-р техн. наук М. Н. Брыков, С. Н. Ткаченко Запорожский национальный технический университет, г. Запорожье
РЕЗЕРВЫ ПОВЫШЕНИЯ ПЛАСТИЧНОСТИ ТЕРМООБРАБОТАННЫХ ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
Стандартные образцы стали У12 подвергали термической обработке по следующему режиму: контролируемая выдержка при температуре 860±10 °С и охлаждение в масле. Установлено, что при оптимальном времени выдержки достигается сочетание прочности на уровне 1250МПа и ударной вязкости КС 250-300Дж/см2. При помощи растровой электронной микроскопии (увеличение до х100000) установлено, что в поверхностном слое образцов глубиной порядка 1 мм формируется структура тонкопластинчатого перлита при размере перлитных колоний 3-7 мкм.
Ключевые слова: высокоуглеродистая сталь, термическая обработка, прочность, пластичность, тонкопластинчатый перлит.
Актуальность и цель работы
ры оборудования и технологии сварочного производства Запорожского национального технического университета. Установлено, что нелегированный высокоуглеродистый нестабильный аустенит обладает наибо-
Поиск путей повышения износостойкости железоуглеродистых сплавов при абразивном изнашивании -одно из направлений исследовательской работы кафед-
© В. В. Лунев, М. Н. Брыков, С. Н. Ткаченко, 2013 60
лее высокой износостойкостью среди металлических матриц сталей и чугунов [1].
Максимальное содержание углерода в стандартных углеродистых сталях составляет 1,2-1,3 % (инструментальные стали типа У12). После закалки из однофазной г- области (860 °С) износостойкость стали У12 значительно выше, чем после закалки на максимальную твердость (750 °С). Это обусловлено наличием в структуре стали, закаленной от 860 °С, примерно 50 % нестабильного остаточного аустенита с содержанием углерода 1,2 %.
Однако объемная закалка стали У12 от 860 °С наряду с повышением износостойкости приводит к значительному ухудшению механических свойств и даже появлению множественных закалочних трещин. Это обусловлено высоким содержанием углерода в мартенсите. Поверхностная закалка деталей из стали У12 могла бы обеспечить требуемую структуру рабочей области без изменения структуры сердцевины. В связи с этим проводили пробные закалки образцов стали У12 (10 х 10 х 55 мм) от 860 °С при небольшом времени выдержки в печи. При помощи ударных образцов без надреза планировали качественно оценить, насколько подобная обработка снижает ударную вязкость КС стали У12 по сравнению с отожженным состоянием.
Первые опыты, напротив, показали некоторое повышение значений КС обработанных образцов по сравнению с образцами отожженной стали. Поэтому направление работы было изменено, и целью явилось определение зависимости ударной вязкости и кратковременной прочности стали У12 после закалки от 860 °С при различном времени выдержки в однофазной области.
Методика проведения экспериментов
Материалом исследования служила сталь У12 промышленной выплавки (табл. 1). Размеры образцов составляли 10 х 10 х 55 мм (без надреза). Разрывные образцы изготавливали по ГОСТ 1497-84 с диаметром рабочей части d0 = 5 мм и расчетной длиной l0 = 5d0. Микроструктуру исследовали с помощью электронного микроскопа SUPRA 40-25-58 при увеличениях до 100 тыс. раз. Твердость измеряли с помощью твердомера Викерса ТВП-5012. Размеры образцов определяли с помощью микрометра МК 0-25 с ценой деления 0,01 мм. Испытания на удар проводили на маятниковом копре МК-30, на разрыв — на машине УМЭ-10ТМ.
Общая схема термической обработки образцов: загрузка в печь сопротивления (воздушная атмосфера) при температуре 860 ± 10 °С, выдержка заданное время, охлаждение в масле.
Таблица 1 - Химический состав стали У12А
Результаты экспериментов и их обсуждение
Результаты ударных испытаний образцов (энергия удара 300 Дж) после термической обработки представлены в табл. 2, результаты испытаний разрывных образцов - в табл. 3.
Таблица 2 - Результаты испытаний ударных образ-
цов
№ образца Время выдержки, мин
1 4,0 104
2 5,0 122
3 6,0 294
4 6,5 образец не разрушен, рис. 1
5 7,0 176
6 7,5 240
7 8,0 236
8 8,5 22
9 9,0 23
10 10,0 228
11 11,0 3
12 12,0 2
Таблица 3 - Результаты испытаний разрывных образцов
№ образца Время выдержки, мин Р разрушения, кгс ав, МПа
1 Без термообработки 1970 976
2 1,0 1750 871
3 1,5 1850 1003
4 2,0 2000 987
5 2,5 1890 994
6 3,0 2450 1239
7 3,5 2550 1264
8 4,0 1080 533
9 4,5 1430 695
10 5,0 1550 807
11 6,0 520 266
12 8,0 280 137
После испытаний по режиму №2 4 ударный образец обладает максимальной вязкостью. Для воспроизведения этого результата повторно проведена термическая обработка четырех ударных образцов при времени выдержки в печи 6,5 минут. Два из них испытаны без надреза, другие два - с и-образными надрезами, нанесенными после термической обработки. Результаты представлены в табл. 4.
C Mn P S Cu Ni Cr Si
1,24 0,23 0,009 0,014 0,06 0,06 0,06 0,253
ISSN 1607-6885 Hoei Mamepia.nu i технологи в металурги та машинобудувант №2, 2013
61
Рис. 1. Образец № 4 (табл. 2) после удара маятником с энергией 300 Дж
Таблица 4 - Результаты испытаний ударных образцов после термической обработки с выдержкой в печи 6,5 мин
№ образца ан, Дж/см2
После термообработки без надреза
1 284
2 228
После термообработки и нанесения надреза
3 15
4 10
Испытания показали, что выбранный режим термической обработки позволяет стабильно получать высокие значения ударной вязкости, но лишь на образцах без надреза. После нанесения надреза ударная вязкость снижается на порядок. Вероятно, лишь тонкий поверхностный слой в результате обработки получает структуру, обладающую повышенной вязкостью.
Половина образца № 1 из последней серии (см. табл. 4) разрезана еще пополам вдоль продольной оси. Полученное сечение внутренней части образца исследовано с целью выявления изменений структуры от поверхности к центру. Результаты представлены на рис. 2.
Действительно, структура образца изменяется по глубине. В поверхностном слое в максимальной степени сформирована тонкопластинчатая структура с небольшим количеством нерастворившихся карбидов. Это объяснимо различным временем выдержки при высокой температуре различных точек сечения по глубине образца, а также разной скоростью их охлаждения. Лишь тонкий поверхностный слой получает оптимальное сочетание времени выдержки и скорости охлаждения.
Анализ микроструктуры поверхности образца №2 1 (см. табл. 4) при различном увеличении позволяет оценить размеры перлитных колоний, количество цемен-титных пластин на 1 мкм и межпластинчатое расстояние (рис. 3). Тот же анализ может быть проведен для стали с исходной структурой до термообработки (рис. 4). Результаты представлены в табл. 5.
? 1.Ж ч ч й
9 штт
имш
Рис. 2. Микроструктура образца №1 (табл. 4) по глубине:
а - поверхность; б -1 мм от поверхности; в - 2 мм от поверхности; г - 4 мм от поверхности; й - центр х 40000
Рис. 3. Микроструктура поверхности образца № 1 (табл. 4) при различном увеличении:
а, б - х 100000; в - х 40000; г - х18000
Известно, что тонкопластинчатый перлит пластически деформируется и разрушается как единая структура; у грубопластинчатого перлита при этом проявляется дискретность строения [2]. Вероятно, именно эта структура поверхностного слоя обработанных образцов обеспечивает одновременно высокие прочность и вязкость стали. Такую структуру обеспечивает точное время выдержки при высокой температуре и строго определенная скорость охлаждения.
При фазовом превращении перлита в аустенит (нагрев и выдержка при высокой температуре) аустенит-ные зерна зарождаются на границах раздела феррита и цементита внутри перлитных колоний; в начальный
а
Рис. 4. Микроструктура стали У12 до термообработки при различном увеличении:
а - х 100000; б - х 40000; в - х 18000; г - х 6000
период выдержки размеры зерен аустенита значительно меньше колоний перлита [3]. Лишь после полного превращения начинается рост зерен аустенита. Поэтому если начать охлаждение через строго определенное время, можно минимизировать размер исходного аус-тенитного зерна непосредственно перед превращением. В объеме исходного аустенитного зерна зарождается несколько перлитных колоний, что способствует дальнейшему измельчению структуры [4]. Любое отклонение от оптимального режима, как по времени выдержки, так и по скорости охлаждения, способствует
значительному укрупнению перлитных колоний и огрублению перлита с закономерным ухудшением пластических свойств.
Представленные рассуждения - лишь наиболее правдоподобная, на наш взгляд, гипотеза. Авторы заинтересованы в обсуждении любых мнений относительно причин значительного увеличения пластичности заэвтектоидных сталей после термообработки с контролируемой выдержкой при высокой температуре.
Выводы и направления дальнейших исследований
Показана возможность получения сочетания высокой прочности и одновременно высокой вязкости высокоуглеродистых сталей, которые традиционно относят к материалам с пониженной пластичностью. Такое сочетание может быть достигнуто за счет строго заданного времени выдержки стали при высокой температуре и такой скорости охлаждения, при которой распад аустенита происходит еще диффузионным путем, но достигается предельно возможное измельчение фер-рито-цементитной смеси. Даже незначительные отклонения от времени выдержки при высокой температуре или скорости охлаждения приводят к значительному ухудшению свойств после термической обработки.
Дальнейшие исследования могут быть направлены на поиск режимов термической обработки, которые позволяли бы получать высокие прочность и вязкость по всему сечению образцов или деталей из высокоуглеродистых нелегированных или низколегированных сталей.
Таблица 5 - Параметры перлитной структуры стали У12 в исходном состоянии и после термической обработки
Размер колоний, мкм Кол-во цементитных пластин на 1 мкм Межпластинчатое расстояние, нм
До обработки = 30 3-4 200
После обработки 3-7 11-12 40-50
Список литературы
Брыков М. Н. Абразивное изнашивание железоуглеродистых сплавов / М. Н. Брыков // Трение и износ. -2006. - № 1. - С. 105-109.
Влияние дисперсности перлита на механические свойства, деформационное поведение и характер разрушения высокоуглеродистой стали / [Изотов В. И., Поздняков В. А., Лукьяненко Е. В. и др.] // ФММ. - 2007. -Т. 103. - В. 5. - С. 549-560.
Блантер М. Е. Теория термической обработки / Блан-тер М. Е. - М. : Металлургия, 1984. - 328 с. Влияние структуры перлитной стали на механические свойства и особенности разрушения при изгибном на-гружении / [Изотов В. И., Поздняков В. А., Лукьяненко Е. В. и др.] // ФММ. - 2009. - Т. 108. - В. 6. - С. 638648.
Одержано 15.10.2013
Луньов В.В., Бриков М.М., Ткаченко С.М. Резерви шдвищення пластичност термооброблених високовуглецевих сталей
СтандартнI зразки стал! У 12 тддавали термгчнш обробцI за таким режимом: контрольована витримка при температурI 860 ± 10 ° С I охолодження в масл! Встановлено, що при оптимальному час витримки досягаеться поеднання мщност1 на р1вш 1250 МПа й ударноI в 'язкост! КС 250-300 Дж/см2. За допомогою растровоI електронно'1 мтроскопи (збыьшення до х 100 000) встановлено, що в поверхневому шар1 зразтв глибиною близько 1 мм формуеться структура дргбнопластинчастого перлту прирозм1р1 перлтних колотй 3-7 мкм.
Ключовi слова: високовуглецева сталь, термгчна обробка, мщтсть, пластичтсть, дргбнопластинчастий перлт.
1607-6885 Нов1 матер1али г технологи в металурги та машинобудувант №2, 2013
63
Lunev V., Brykov M., Tkachenko S. Reserves for increasing plasticity in heat-treated high-carbon steels
Standard test specimens of U12 steel (1,2 %C) were heat treated as follows: controlled exposure at 860±10 °С and cooling in oil. It was discovered that strength 1250 MPa and impact toughness KC 250-300 J/cm2 are achieved if optimal time of exposure is provided. SEM (multiplication up to 100000) shows that structure of fine lamellar pearlite with pearlite colonies of 3-7Mm appears in 1 mm surface layer.
Key words: high-carbon steel, heat treatment, strength, plasticity, fine lamellar pearlite.
УДК 669.15.74.194-15.669.17
Д-р техн. наук Л. С. Малинов, Д. В. Бурова ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
ПОВЫШЕНИЕ СВОЙСТВ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ
ЗАКАЛКОЙ ИЗ МЕЖКРИТИЧЕСКОГО ИНТЕРВАЛА ТЕМПЕРАТУР (МКИТ), СОЗДАЮЩЕЙ МНОГОФАЗНУЮ
СТРУКТУРУ
Показано, что изотермическая закалка из МКИТ по схеме «вода- печь» позволяет в среднеуглеродистых низколегированных сталях получить многофазную структуру (бейнит, феррит, метастабильный аустенит, в ряде случаев карбиды), обеспечивающую повышенный по сравнению с улучшением уровень механических свойств и абразивную износостойкость.
Ключевые слова: межкритический интервал температур (МКИТ), изотермическая закалка, многофазная структура, бейнит, метастабильный аустенит.
Введение
Важной научной и практической задачей, обеспечивающей ресурсосбережение, является повышение уровня механических свойств и износостойкости применяемых в промышленности сталей.
Во многих случаях для получения хорошего сочетания механических свойств у низколегированных среднеуглеродистых сталей их подвергают улучшению, включающему закалку из аустенитной области и высокий отпуск. При этом зачастую в качестве охлаждающей среды при закалке используют дорогое и пожароопасное масло. Его же применяют для ускоренного охлаждения деталей после высокого отпуска с целью предотвращения высокотемпературной отпускной хрупкости у сталей, не содержащих молибден и вольфрам. После охлаждения в масле необходима промывка деталей, увеличивающая продолжительность технологического процесса.
Исходя из вышесказанного, улучшение требует значительных энергозатрат и большого количества расходных материалов. В связи с этим необходимо использование альтернативной технологии термообработки, лишенной указанных недостатков.
В работе [1] предложено для обеспечения повышенного уровня механических свойств в сплавах на желез-
ной основе получать многофазную структуру (мартенсит, нижний бейнит, феррит, карбиды и др.), одной из основных составляющих которой является метастабиль-ный аустенит, претерпевающий динамическое деформационное мартенситное превращение (ДДМП). С учетом требуемых механических свойств и условий нагружения при испытаниях или эксплуатации структурой и развитием ДДМП необходимо управлять [1]. Наряду с этим следует использовать другие известные механизмы упрочнения и повышения сопротивления хрупкому разрушению (зернограничный, субструктурный и др.).
Одним из вариантов реализации рассматриваемого направления по получению в сталях и чугунах многофазной структуры, в которой присутствует нижний бейнит, феррит (в ряде случаев карбиды) и остаточный метастабильный аустенит является применение изотермической закалки из МКИТ. Обычно изотермическую закалку проводят с нагревом в аустенитную область, последующим охлаждением и выдержкой в расплаве солей, которые неэкологичны и взрывоопасны при попадании в них влаги. Во многих работах высокий комплекс механических свойств и износостойкости после такой закалки сталей и высокопрочного чугуна объясняют только особенностями строения нижнего бейни-
© Л. С. Малинов, Д. В. Бурова, 2013
64
