CC BY
33
УДК 669.14.018.258
М. М. Перепьолюна, канд. техн. наук В. Я. Грабовський Запор1зький нац1ональний техн1чний уыверситет, м. Запор1жжя
ВИБ1Р ЕФЕКТИВНОГО ЛЕГУВАННЯ НОВИХ ШТАМПОВИХ СТАЛЕЙ З АУСТЕН1ТНИМ ПЕРЕТВОРЕННЯМ ПРИ
ЕКСПЛУАТАЦП
До^джено мiкроструктури та механiчнi властивостi нових штампових сталей ргзних схем легування з регульованим аустентним перетворенням при експлуатацИ (РАПЕ). Визначено, що до^дт сталi порiвняно з вiдомою сталлю 4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) вiдрiзняються бшьш високими показниками високотемпературног мiцностi. Запропонованi бшьшрацiональнi схеми легування сталей такого типу.
Ключовi слова: новий тип штампових сталей, схеми легування, термiчна обробка, мiкроструктура, високотемпературнi механiчнi властивостi.
Актуальшсть дослщжень
Питания щдвищення експлуатацшних характеристик штампових сталей для шструмент1в гарячого деформу-вання метал1в е особливо важливим, коли температура 1х експлуатацИ перебшьшуе 700 °С. Сер1йш теплостшю штампов1 стал1 мартенситного класу при такому на-гр1ванн1 втрачають працездатшсть, оск1льки мають принциповий бар'ер тдвищення температури експлуатацИ, який визначаеться як (0,7-0,8) Та^1 [1-3] 1 вщпо-вщае температурам 650-700 °С. Це обумовлено швид-ким знемщненням таких сталей при наближент до температури А внаслщок пришвидшення дифузшних процеав.
Бшьш ефективним е використання як шструмешаль-них матерiалiв, сталей та сплавiв на осжта ГЦК кристал-iчноl гратки. Однак висока варпсть дефiцитних легуваль-них елемеитiв, погана оброблюванiсть рiзаниям, недо-статня твердiсть та мiцнiсть у промiжному (до 650 °С) iнтервалi температур е перешкодами для 1х широкого використання [2, 4]. З мiркувань позбавлення ввд зазна-чених недолiкiв проф. Озерським А. Д. зi спiвробiтни-
ками було запропоновано розроблення нових штампо-вих сталей з регульованим аустештним перетворенням при експлуатаци (РАПЕ) [5, 6]. 1х особливiстю е те, що при юмнатнш температурi вони мають ОЦК крист^ч-ну гратку, а при зростанш температури вище 700 °С зазнають а ^ у перетворення i експлуатуються в аус-тенiтному сташ. Вказане забезпечуеться вiдповiдним зниженням критичних точок за рахунок спецiально пщбраного легування. Однiею з перших таких розро-бок е сталь 4 Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) [7]. Високотемпера-турна мiцнiсть тако! сталi в аустенiтному стаиi забезпе-чуеться перш за все за рахунок твердо розчинного та деформацшного змiцнения. Проте аналiз 11 хiмiчного складу та рiвия механiчних властивостей дозволяють визначити можливiсть пiдвищения високотемператур-но! мiцностi та економiчностi за рахунок бшьш рацю-нального легування. Виршенню тако! задачi присвяче-на дана робота.
Х1шчний склад дослдаих сталей, у ш^внянт зi сталлю ЭП930, як базовою, наведено в табл. 1.
Загальним для всiх дослвдних сталей е вiдсутнiсть де-фщитного та досить коштовного кобальту, роль якого в
Таблиця 1 - Хiмiчний склад сталей
Марочне позначення сталi Масова частка елеменпв, %
С Сг N1 Мо V Со Мп
4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) 0,36 2,32 5,74 3,18 0,35 5,43 0,41 0,49 -
4Х3Н5М3Ф 0,43 2,75 4,93 2,85 1,16 - 0,58 0,45 -
5Х3Н5М3Ф2 0,54 2,66 4,93 2,95 1,56 - 0,51 0,43 -
3Х3Н8М7Ф 0,31 2,60 8,10 6,86 0,64 - 0,41 0,36 -
5Х3Н7М8Ф 0,46 3,00 7,23 7,96 1,15 - 0,63 0,34 -
3Х3Н9М4В4Ф 0,31 2,55 9,00 4,10 0,60 - 0,40 0,34 4,10
6Х3Г6МФ3 0,64 2,99 - 1,21 3,05 - 6,03 0,51 -
© М. М. Перепьолина, В. Я. Грабовський, 2016
склада стал! ЭП930, на наш погляд, не е чттко обгрунто-ваною. У сталях 4Х3Н5М3Ф та 5Х3Н5М3Ф2 збшьшено к1льк1сть ванадiю та вуглецю з метою реал1зацИ карбш-ного змщнення; сталь 3Х3Н8М7Ф характеризуеться тдвищенням вм1сгу мол1бдену для реал!зацп кращого твердорозчинного змщнення, а також збшьшенням юлькосп ткелю з метою збереження знижених значень критичних точок; у стал! 5 Х3Н7М8Ф тдвищено вм1ст не тшьки ванадш та вуглецю, а також мол1бдену для реал1зацп бшьшо! ефективносп як твердорозчинного, так 1 карбщного змщнення одночасно, при цьому вмют шкелю збшьшено для регулювання значения критичних точок; до складу стал 3Х3Н9М4В4Ф введено вольфрам для б1льш терм1чно стабшьного твердорозчинного 1 карбщного змщнення та, як 1 в попереднш стал!, шдвищено вм1ст ткелю; в стал! 6 Х3Г6МФ3 шкель по-вшстю замшено на марганець та зменшено кшьшсть мол1бдену, а вмют ванадш та вуглецю збшьшено для максимального карбщного змщнення.
Методика дослщжень
Витоплення зливк1в дослщних сталей проводили у вщкритш !ндукцшнш печ1 мютшстю 50 кг. Кування здшснювали на прутки квадратного перетину з1 стороною 35 мм. Температура кування знаходилась у межах 1170-950 °С. Шсля кування вщбувалось вщпалення за режимом: 680 °С, 4 години, упов1льнене (з тччю) охо-лодження до шмнатно! температури.
Терм1чну обробку зразк1в дослщних сталей викону-вали при нагр1ванн1 у камерних печах. Гартуванню з охолодженням у масл п1ддавали заготовки зразк1в. Ста-ршня проводили тсля повного виготовлення зразк1в.
Критичн1 точки дослщних сталей визначали на дилатометр! типу Шевенара. Номер зерна аустенпу визначали згщно з ГОСТ 5639 - 82 тсля охолодження вщ температури гартування на повпрт Визначення мехашч-них властивостей виконували шсля р1зних схем нагр1вання.
Результата дослщжень
З результата визначення критичних точок, наведе-них в табл. 2, видно, що обране легування забезпечуе дослщним сталям початок переходу до аустеттно! струк-тури при зростанн! температури А4 вище 540-620 ° С 1 збереження тако! структури при наступному охолод-женн1 не нижче 320-410 °С. Це вщповщае умовам ство-рення штампових сталей з РАПЕ [5].
При варшванш температури гартування в межах 1000-1250 °С (з охолодженням в масл1) встановлено, що для забезпечення номера зерна аустенпу не нижче 9 (вщповщно експлуатащйним вимогам до теплостшких штампових сталей) температура гартування не повинна перевищувати 1150 °С. Пюля гартування вщ тако! температури к1льк1сть аустенпу залишкового в дослщниць-ких сталях знаходилась у межах 11-25 %, а твердсть скла-дала вщ 53 до 60 БЯС. Мшроструктури вах сталей тсля гартування були схожими 1 под1бними до зображено!
Таблиця 2 - Критичн точки сталей
Марочне позначення Критичш точки, °С
Ас1 А -^сш Аг1
4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) 615 830 -
4Х3Н5М3Ф 580 830 405
5Х3Н5М3Ф2 620 840 395
3Х3Н8М7Ф 565 765 410
3Х3Н9М4В4Ф 535 690 320
6Х3Г6МФ3 540 800 320
на рис. 1, яка е мартенсито-аустенпною. Крупних час-тинок первинних надлишкових фаз у структур! не спос-тер1галось. Це свщчить про те, що дослщницьш стал! не е надшрно легованими елементами - змщнювачами.
Рис. 1. Мжроструктура стал 3Х3Н8М7Ф тсля гартування вщ 1150 °С в масш (х 400)
Мехашчн! властивост1 дослщних сталей визначали тсля аустенпизацп при температур! 900 °С та наступ-ного охолодження до температури випробувань 750 °С, що вщповщае визначенню характеристик стал ЭП930 И розробниками [5].
Згщно з результатами, наведеними в табл. 3 видно, що уа дослщницьк! стал! за характеристиками мщносп переважають сталь ЭП930, при цьому характеристики пластичносп залишаються на тому ж р1вш. Найбшьш високими показниками мщносп вщр!зняються стал! 5Х3Н7М8Ф та 5 Х3Н5М3Ф2 (значення !х границ теку-чосп та границ мщносп при температур! 750 °С на 40 - 60 % вищ, нiж у стал ЭП930).
Для стал 5 Х3Н7М8Ф додатково визначили характеристики мщносп в штервал1 температур 750-800 °С у пор1внянш з найбшьш теплостшкою сер1йною штампо-вою сталлю 5Х3В3МФС (ДИ23).
З наведених на рис. 2 залежностей видно, що при температурах вище 750 °С сталь 5 Х3Н7М8Ф вщр1зняеться бшьш високою стшюстю проти знем1цнення, нгж сталь ДИ23. Так, при температур! 800 °С значення границ! текучост! та границ! м!цносп дослщницько! стал! скла-дае 310 та 350 МПа в!дпов!дно, що б!льш, тж в 1,5 рази вище, нж для стал! 5 Х3В3МФС (ДИ23).
Таблиця 3 - Результати випробування сталей на розтяг при температур 750 °С
Марочне позначення Мехашчш властивосл
о0,2, МПа оВ, МПа 5, % V, %
4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) 240 273 23,1 64,5
3Х3Н9М4В4Ф 305 353 24,4 75,3
3Х3Н8М7Ф 327 376 27,0 65,5
6Х3Г6МФ3 350 398 17,4 43,8
5Х3Н7М8Ф 355 414 28,5 61,5
5Х3Н5М3Ф2 364 430 20,0 54,8
я
И
(ГОД
Таблиця 4 - Значення граиицi текучосп (МПа) дос-лiдиих сталей при рiзних температурах - пiсля поперед-ньо! пластично! деформацi! (чисельник) та без попе-редньо! пластично! деформацп (знаменник)
700 725 750 775 800 Температура випробувань, °С
Рис. 2. Змша характеристик мщност сталей у залежност вщ температури випробувань: О - штампова сталь 5Х3В3МФС (ДИ23); □ - сталь
Враховуючи, що зпдно з [7] характеристики мшносп сталi ЭП930 можуть зростати за рахунок попередньо! пластично! деформацп при температурах випробувань 400.. .600 °С, проведено подiбнi дослвдження для дослвд-них сталей. Однак вирiшено доцшьним визначити ефек-тивнiсть деформацiйного змщнення при бiльш високих температурах випробувань, яю вщповвдають призначен-ню дослвдницьких сталей (700-750 °С). У табл. 4 наведено значення границ текучосп дослiдних сталей пiсля аустеттизацп при 900 °С та наступного охолодження до температури 500 °С (не нижче Аг3), при якш зразки пдда-вали триразовiй пластичнiй деформацi! зi ступiнню деформацп по 5 %. Пiсля тако! деформацп зразки без про-мiжного охолодження нагрiвали до температури випробувань i визначали наявшсть змiцнення у порiвияннi зi зразами, що не поддавали попереднiй пластичнiй деформацп.
Отриманi результати свiдчать, що попередня пластична деформац1я не призводить до зростання високо-температурно! (700-750 °С) мiциостi сталей. Ввдсуттсть ефекту деформацiйного змiцнения дослiдних сталей можна пояснити тим, що при на^вант до температур
Температура Марка
випробування, °С 5Х3Н5М3Ф2 3Х3Н8М7Ф
370
700 -
357
332
725 -
332
396 326
750
370 319
випробувань вшбуваеться знемiцнення внаслiдок про-цесiв рекристалзацл
Вивчена можливiсть п1двищення мiциостi дослщних сталей за рахунок дисперсiйного твердшня. Згiдно з обраним легуванням можна припустити реалiзацiю змiцнения за рахунок видшення частинок карбiдiв ва-надш та молiбдену i iнтерметалiдiв типу Ре7Мо6, Ре2(Ш,Мо) [4]. Для виявлення цього визначали мехаиiчнi властивостi сталей тсля гартування вiд температури 1150 °С з охолодженням у ма^ (обробка на твердий розчин) та наступного старшня. Температура (750 °С) та тривалiсть (5 i 10 годин) старшня обрат як найбшьш вшповшт для ефективносп дисперсiйного твердшня. Змiну високотемпературно! мiцностi визначали без промiжного охолодження до к1мнатно! температури. Результати випробувань на розтяг без старiння та зi ста-ршням наведенi в табл. 5.
З отриманих даних видно, що гартування з наступ-ним старшням не призводить до змщнення сталей, навгть вiдбуваеться деяке зменшення характеристик мiцностi. Вiдсутнiсть змiцнения, зпдно з роботою [8], можна пояснити тим, що в процеа на^вання до температури старiния вшбуваеться полiморфне перетво-рення бiльшо! частки об'ему, що мае мартенситну структуру. Осшльки це супроводжуеться суттевим зро-станням швидкостi дифузiйних процесiв [4], то при такому на^ванш буде вшбуватися не тiльки видшення дисперсних фаз, але й !х коагуляцш. Електронно - мшрос-копiчнi дослiдження, наведенi на рис. 3, тдтверджують цю обставину.
Таблиця 5 - Вплив старшня при температур! 750 °С на мехашчш властивосп сталей при тш же температур! випробувань
Марочне позначення стал1 Тривалгсть старшня, год Мехашчш властивосп
о0,2, МПа оВ, МПа 5, % V, %
5Х3Н5М3Ф2 - 343 457 29,7 61,1
5 307 405 22,3 59,0
3Х3Н8М7Ф - 294 392 35,2 67,1
5 298 357 27,5 71,7
3Х3Н9М4В4Ф - 364 440 23,8 67,1
5 348 381 22,0 72,4
10 336 366 21,5 70,7
Рис. 3. Мжроструктури дослщних сталей тсля гартування та наступного старшня (х 5250: а - фольги; б, в -реплжи): а - гартування вщ 1150 °С з охолодженням у маслц б - гартування + старшня при 480 °С (А^ - 100°С); в - гартування + старшня при 560 °С (А^ - 20 °С)
Як видно з рис. 3, а тсля гартування частинки вто-ринних фаз вщсутш, що свщчить про стан пересичено-го твердого розчину. При зростанн1 температури старшня до значень на 100 °С менше Ас1 спостер1гаеться видлення дисперсних частинок (рис. 3, б) { надал1, близь-ко до А , вщбуваеться !х коагулящя (рис. 3, в). Тобто роль вторинних фаз як змщнювальних не реал1зуеться внаслщок наявност1 а^у перетворення. Тому змщнення за рахунок дисперсшного твердшня вва-жаеться можливим за умови отримання тсля гартування переважно аустенпно! структури, щоб при по-дальшому старшн не вщбувалося пол1морфне перетворення [8]. Але для реал1заци цього необхщно використовувати шш1 схеми легування.
Висновки
У робот встановлена можлив1сть п1двищення висо-котемпературно! м1цносп 4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) за ра-
хунок удосконалення схеми легування. Показано, що дослщжет стал1 не виявляють схильносп до додатково-го деформац1йного та дисперсшного зм1цнення при температурах вище 700 °С. За результатами виконаних досл1джень для подальшо! розробки б1льш досконало! марки штампово! стал1 з РАПЕ може бути рекомендована схема легування, що вщповщае позначенню 5Х3Н7М8Ф.
Список лтератури
1. Кремнев Л. С. Теория легирования и создание на ее основе теплостойких инструментальных сталей и сплавов / Л. С. Кремнев // Металловедение и термическая обработка. - 2008. - № 11. - С. 18-27.
2. Геллер Ю. А. Инструментальные стали / Ю. А. Геллер. -М. : Металлургия, 1983. - 526 с.
3. Позняк Л. А. Штамповые стали // Л. А. Позняк, Ю. М. Скрынченко, С. И. Тишаев. - М. : Металлургия, 1980. - 244 с.
4. Позняк Л. А. Инструментальные стали. Справочник / Л. А. Позняк, С. И. Тишаев, Ю. М. Скрынченко и др. -М. : Металлургия, 1977. - 168 с.
5. Озерский А. Д. Штамповые стали с регулируемым аус-тенитным превращением при эксплуатации / А.Д.Озер-ский, А.А. Кругляков . - Л. : ЛДНТП, 1988. - 28 с.
6. Озерский А. Д. О выборе стали для матриц горячего прессования медных сплавов / А. Д. Озерский, А. А. Кругляков, А. Н.Данилов // Цветные металлы. - 1981. - № 8. -С. 83-84.
7. Озерский А. Д. Упрочнение стали ЭП930 для матриц горячего прессования медных сплавов / А. Д. Озерский // Цветные металлы. - 1984. - № 10. - С. 76-78.
8. Грабовский В. Я. О перспективности разработки новых высоко-теплостойких штамповых сталей с аустенитно-мартенситной структурой / В. Я. Грабовский, И. А. Бирюкова, В. Г. Волкова // Тематический сборник научных трудов : Новые марки инструментальных и подшипниковых сталей. - М. : Металлургия, 1986. - С. 61-66.
Одержано 19.05.2016
Перепёлкина М.Н., Грабовский В.Я. Выбор эффективного легирования новых штамповых сталей с аустенитным превращением при эксплуатации
Исследованы микроструктуры и механические свойства новых штамповых сталей разных схем легирования с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации (РАПЭ). Установлено, что исследуемые стали по сравнению с известной сталью 4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) отличаются более высокими показателями высокотемпературной прочности. Предложены более рациональные схемы легирования сталей такого типа.
Ключевые слова: новый тип штамповых сталей, схемы легирования, термическая обработка, микроструктура, высокотемпературные механические свойства.
Perepolkina M., Grabovskiy V. Effective alloying selection of new die steels with austenitic transformation during maintenance
Microstructure and mechanical properties of new die steels with different alloying schemes and adjustable austenitic transformation (AATM) during maintenance were investigated. It was determined that experimental steels compared to common steel 4Х2Н5М3К5Ф (ЭП930) have higher criteria of high-temperature strength. More rational alloying schemes of such steel types were proposed.
Key words: new type of die steels, alloying schemes, heat treatment, microstructure, high-temperature mechanical properties.
