CC BY
32
УДК 669.721 :669.017.3
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛИТЫХ ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТЫХ ХРОМОВАНАДИЕВЫХ СПЛАВОВ, ОБРАБОТАННЫХ НА ВТОРИЧНУЮ ТВЕРДОСТЬ
Ю.Д. Корягин, Демеке Нигусе Тадеге
Имеющиеся в литературе данные о явлении вторичной закалки в хромованадиевых сплавах весьма немногочисленны и касаются, в основном, изучения твердости и износостойкости [1,2 и др.].
В связи с этим представлялось целесообразным более детальное изучение процессов формирования структуры и свойств хромованадиевых сплавов при обработке на вторичную твердость, а также исследование теплостойкости и износостойкости.
В настоящей работе приведены результаты исследования хромованадиевых сплавов, содержащих 2,5...3,5 % углерода, 14...20 % хрома и 3 % ванадия, подвергнутых обработке на вторичную твердость. На рис. 1 представлено изменение твердости ряда сплавов в зависимости от температуры отпуска. Анализ кривых зависимости твердости от температур отпуска показывает, что повышение содержание углерода с 2,5 до 3,5% при постоянной концентрации хрома и ванадия ведет к уменьшению твердости закаленных от высоких температур (1150...1200°С) и неотпущенных сплавов, что объясняется увеличением количества остаточного аустенита. Повышение содержания углерода, кроме того, несколько снижает температуру высокого отпуска, при которой достигается наибольшая твердость, что, вероятно, объясняется более ранним выделением карбидов.
Увеличение содержания хрома от 14 до 20% (при постоянной концентрации углерода и ванадия) повышает твердость закаленных и неотпущенных сплавов, а также температуру отпуска, при которой твердость сплавов остается выше НЯСЭ 60 (рис. 1, а).
Хром, как известно [3, 4 и др.], тормозит процесс отпуска, что обусловлено его повышенным сродством к углероду в твердом растворе и образованием специальных карбидов, задерживающих снижение твердости при высоких температурах отпуска (выше 450 °С).
Как видно из рис. 1, в случае закалки хромованадиевых сплавов от высоких температур (1150°С и выше) при отпуске обнаруживается не только высокая устойчивость против снижения твердости, но и ее подъем в области температур
450...560°С. Наблюдаемое при этом увеличение твердости связано как с выделением мелкодисперсионных карбидов при температурах отпуска из у и а фаз, так и с превращением при охлаждении остаточного аустенита в мартенсит [1, 2]. О разви-
тии процессов старения можно судить по изменению параметра решетки у-фазы, который заметно уменьшается в области температур отпуска
450...560°С (рис. 2).
Температура отпуска, °С Рис. 1. Влияние температуры отпуска на твердость хромованадиевых сплавов, закаленных от 1150 (а) и 1200 °С (6)
Температура отпуска, °С Рис. 2. Изменение параметра решётки остаточного аустенита сплава 300Х20ФЭ, закаленного от 1150°С, при отпуске
Отметим, что оптимум температуры отпуска при обработке сплавов на вторичную твердость определяется рядом факторов: заниженная температура отпуска не обеспечивает достаточно интен-
сивного развития процессов карбидообразования, аустенит в недостаточной мере обедняется углеродом и легирующими элементами* процесс дестабилизации аустенита протекает неполно. Вследствие этого при охлаждении не только до комнатной, но и до отрицательной температуры не реализуется мартенситное превращение в достаточной степени. С другой стороны, значительное повышение температуры отпуска не только ускоряет процесс коагуляции карбидной фазы, выделившейся как из мартенсита, так и из остаточного аустенита, но и может привести к диффузионному распаду последнего. При этом в случае существенного развития диффузионного распада аустенита явление вторичной закалки может не проявиться в полной мере.
Анализ результатов измерений твердости отпущенных образцов показали, что нижняя граница температур отпуска сплава может быть принята равной 500...520 °С. Для определения верхней границы отпуска были проведены эксперименты по оценке устойчивости остаточного аустенита в интервале температур от 200 до 650°С. Установлено, что температура отпуска для сплава Э00Х20ФЗ при обработке на вторичную твердость не должна превышать 560°С. Для сплава ЗООХ14ФЗ верхней границей отпуска является температура 550 °С, при которой по истечении часовой выдержки наблюдаются начальные стадии распада остаточного аустенита на феррито-карбидную структуру (2...5 %).
Рассмотрим более подробно процессы происходящие при отпуске хромованадиевых сплавов, предварительно ауснитизированных при температуре 1150 °С. Изменение намагниченности (количества а-фазы) сплава ЗООХ14ФЗ в процессе часовых отпусков при температурах 540...560 °С показано на рис. 3.
Температура, °С Температура, °С
Рис. 3. Изменение намагниченности насыщения сплава 300X14ФЗ, закаленного от 1150 °С, при нагреве до температуры отпуска, часовой выдержке и охлаждении. Цифры у кривых -порядковый номер отпуска
Как видно из рис. 3, при нагреве закаленного сплава ЗООХ14ФЗ до температуры отпуска 540 °С и часовой изотермической выдержке при этой температуре остаточный аустенит не распадается на феррито-карбидную структуру. При охлаждении образцов от температур отпуска наблюдается мартенситное превращение. При первом отпуске у->а превращение начинается при температуре
90... 100 °С. При втором отпуске мартенситное превращение начинается уже при более высокой температуре (170...180 °С) и протекает более интенсивно. Отпуск при 560 °С сопровождается частичным распадом аустенита на феррито-карбидную структуру, а оставшаяся часть аустенита претерпевает мартенситное превращение при охлаждении от температуры отпуска. Дилатометрические исследования служат дополнительным подтверждением вышеизложенного.
Анализ магнитометрических и дилатометрических кривых охлаждения образцов от температур отпуска позволил выявить важную особенность, характерную для исследованных сплавов, -наличие промежуточного превращения остаточного аустенита, которое предшествует мартенситно-му у—хх переходу и реализуется при в температурном интервале 370...250 °С при охлаждении от температуры отпуска 530...550 °С.
Полученные результаты позволили достаточно точно определить верхнюю границу температуры отпуска сплавов, при которых диффузионный распад аустенита не протекает или успевает получить минимальное развитие, но при этом обеспечивается наиболее полный эффект вторичной закалки. Такой температурой отпуска является температура 540...550°С для сплава ЗООХ14ФЗ и
550...560°С - для сплава 300Х20ФЗ.
Известно [5], что максимальная твердость быстрорежущей стали достигается обработкой на вторичную твердость, включающей несколько отпусков, обеспечивающих наиболее полное превращение остаточного аустенита. Представлялось важным исследовать влияние температуры и количества отпусков на твердость хромованадиевых сплавов.
Результаты опытов, в которых варьировались температура закалки, отпуска и число отпусков, показывают, что твердость хромованадиевых сплавов в зависимости от числа отпусков меняется, в основном, по кривым с максимумом. Чем ниже температура отпуска или чем выше температура закалки, тем больше число отпусков необходимо для получения наибольшей твердости. Повышение температуры закалки до 1200°С смещает максимум твердости в сторону большего числа отпусков (рис. 4).
Следует отметить, что после закалки на максимальную твердость от температуры 950...1050°С и низкого отпуска твердость хромованадиевых сплавов оказывается более высокой, чем после обработки на вторичную твердость (табл. 1). Од-
Корягин Ю.Д., Демеке Нигусе Тадеге
Структура и свойства литых высокоуглеродистых хромованадиевых сплавов...
нако обработкой на вторичную твердость преследуется более важная цель - повышение теплостойкости сплавов.
Рис. 4. Влияние числа и температуры отпусков на твердость и количество остаточного аустенита в сплаве 300Х20ФЭ, закаленном от 1150 (а) и 1200°С (б). Температуры отпуска:
1 - 520; 2 - 540; 3 - 560; 4 - 580 °С
Как видно из табл. 1, аустенитизацию сплавов при обработке на вторичную твердость следует осуществлять при температуре 1150 °С, которая является достаточной для растворения карбидных фаз, включая и карбиды ванадия [6]. В то же время стабильность аустенита сплавов, аустенитизиро-ванных от данной температуры, существенно меньше стабильности аустенита сплавов, закаленных ото 1200 °С, что создает предпосылки для получения в них высокотвердой мартенситной матрицы путем проведения двух-трехкратного отпуска при температурах 540...560 °С.
Таблица 1 Твердость хромованадиевых сплавов после обработки на максимальную и вторичную твердость
Марка сплава Твердость, HRC3
Закалка на максимальную твердость Обработка на вторичную твердость*
250Х14ФЗ 66,0 64,0/64,0
ЗООХ14ФЗ 68,0 65,5/65,0
Э50Х14ФЗ 68,5 64,5/64,5
300Х20ФЭ 67,5 65,5/64,0
Э50Х20ФЗ 66,5 64,0 / 63,0
* В числителе - после аустенитизации при 1150 °С, в знаменателе - после аустенитизации при 1200 °С.
В хромованадиевых сплавах после обработки на вторичную твердость изучались структура и фазовый состав. Наиболее подробно исследовались сплавы ЗООХ14ФЗ и 300Х20ФЗ, имеющие состав, близкий к эвтектическому, и обладающие высокой твердостью после обработки на вторичную твердость. Установлено, что хром и ванадий сосредоточены, в основном, в карбидной фазе. Анализ карбидных осадков показал, что содержание легирующих элементов в карбидной фазе определяется режимом термической обработки сплава. Показано, что содержание хрома в карбидной фазе сплавов ЗООХ14ФЗ и 300Х20ФЗ, закаленных от 1150 °С, уменьшается по сравнению с концентрацией хрома в карбидной фазе сплавов, обработанных на максимальную твердость от 10,8 до 7,4 % и от 13,8 до 12,2 % соответственно. Двухкратный отпуск при температурах 530...550 °С сопровождается перераспределением хрома, между карбидной фазой и матрицей. Содержание хрома в карбидной фазе возрастает и достигает для сплава ЗООХ14ФЗ -9,2 %, а для сплава Э00Х20ФЗ - 13,5 %.
Рентгенограммы с карбидных осадков сплавов ЗООХ14ФЗ и 300Х20ФЗ, обработанных на вторичную твердость, убедительно доказывают, что преобладающей карбидной фазой являются карбиды типа М7С3. Вместе с тем на рентгенограммах присутствуют также линии, принадлежащиё карбидам типа МгзС6, которые отсутствовали на рентгенограммах данных сплавов, обработанных на максимальную твердость. Образование карбида M23CS, вероятно, происходит при высокотемпературном отпуске в процессе обогащения хромом вторичных карбидов М7С3. Образование же вторичных карбидов М7С3 возможно как в результате карбидного превращения М3С->М7Сз, так и из нерас-творившихся при нагреве под закалку карбидов, являющихся центрами зарождения карбидной фазы при отпуске. Кроме того, такими центрами могли быть и области с высокими содержаниями хрома и углерода, которые остались на месте растворившихся при аустенитизации карбидов М7С3. Наличие карбидов в структуре сплавов подтверждается эдектронномикроскопическими исследованиями.
На сплавах, обработанных на вторичную твёрдость, была оценена теплостойкость согласно ГОСТ 19265-73. Для определения теплостойкости сплавы подвергали четырехчасовому отпуску при температурах 540, 560, 580°С, охлаждали и замеряли твёрдость. Одновременно для сравнения отпускали образцы из сталей Р18 и Х12Ф1, предварительно обработанные на вторичную твёрдость, а также ряд сплавов, закалённых на максимальную твёрдость (табл. 2).
Анализ результатов свидетельствует, что теплостойкость исследованных сплавов, обработанных на вторичную твёрдость, в основном, составляет
560...580 °С и значительно превосходит теплостойкость данных сплавов, закалённых на максимальную твёрдость, а также теплостойкость стали Х12Ф1.
Износостойкость хромованадиевых сплавов с 14 и 20 % хрома изучалась в условиях износа закрепленными абразивными частицами и монолитным абразивом. Результаты испытаний представлены в табл. 3, где для сравнения приведены данные для стали Р18 и твердого сплава ВК8.
Таблица 2 Твёрдость HRC3 термообработанных хромованадиевых сплавов и после дополнительного четырёхчасового отпуска
* Образцы обработаны на максимальную твердость.
Таблица 3
Износостойкость (К) хромованадиевых сплавов, закаленных на вторичную твердость
Приведенные выше результаты показывают, что в исследованных хромованадиевых сплавах, закаленных от повышенных температур, наблюдается эффект вторичной закалки после отпуска при температурах 450-580 °С, обусловленный дисперсионным твердением и мартенситным превращением остаточного аустенита. Явление вторичной закалки обеспечивает исследованным сплавам повышенную теплостойкость, а также достаточно высокую износостойкость в условиях абразивного изнашивания.
Литература
1. Штейнберг М.М., Мирзаева Н.М., Кондратенко Е.В. Явление вторичной закалки в хромистом чугуне // Вопросы производства и обработки стали: Сб. науч. тр. №188. - Челябинск: ЧПИ, 1975.- С. 146-153.
2. Dupin P., Saverna J., Schissler J. Microstructure of White Cast Iron Matrixes with High Chromium Content. //Bull. Cercle d’Études des Métaux. - 1983.
- V. 15. -No. 4. -P. 35-47.
3. Белоус M.B., Черепин В. Т., Васильев М.А. Превращения при отпуске стали. - М.: Металлургия, 1973. -232 с.
4. Дворядкин Ю.С., Косько З.К. Отпуск закаленной высокохромистой стали 3X13 // Металлургическая и горнорудная промышленность. - Днепропетровск: Проминь, 1973. - №8.
- С. 81-82.
5. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. -М.: Металлургиздат, 1975. - 584 с.
6. Полищук И.Е. Карбидообразование при отпуске сложнолегированных сталей в зависимости от содержания хрома // Легирование стали и сплавов. - Киев, 1975. — С. 44-45.
7. Металловедение и термическая обработка стали: Спр. изд. 3 изд. перераб. и доп. в 3-х т. Том 2. Основы термической обработки / Под ред. МЛ. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. - М.: Металлургия, 1983. —368 с.
Марка сплава ШСЭ Относительная износостойкость, К
Износ монолитным абразивом Износ закрепленными абразивными частицами
250Х14ФЗ 64,0 2,87 2,55
ЗООХ14ФЗ 65,5 3,32 3,05
350Х14ФЗ 65,0 3,36 3,00
250Х20ФЗ 64,0 2,90 2,70
Э00Х20ФЗ 65,0 3,44 3,15
Э50Х20ФЗ 64,5 3,41 3,02
Р18 64,5 2,69 2,58
ВК8 4,41 4,52
Сплав После закалки После отпуска при температурах
540°С 560°С 580°С
250Х14ФЗ 63,5 62,5 59,5 57,5
ЗООХ14ФЗ 65,0 63,5 61,5 59,5
350Х14ФЭ 63,5 62,5 61,0 57,5
Э00Х20ФЗ 64,5 63,5 62,0 58,5
Х12Ф1 62,5 58,0 55,5 51,0
Р18 64,5 64,5 63,0 61,5
ЗООХ14ФЗ* 67,5 55,5 54,0 49,0
300Х20ФЗ* 67,0 56,0 54,5 50,0
