Влияние легирующих элементов и термообработки на микроструктуру, метастабильность и свойства науглероженных слоев Fe Cr Mn сталей Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

2010 р. Серiя: Техшчш науки Вип. № 20

УДК 669.018:621.78

Чигарев В.В.1, Чейлях Я.А.2, Олейник И.М.3

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И ТЕРМООБРАБОТКИ НА МИКРОСТРУКТУРУ, МЕТАСТАБИЛЬНОСТЬ И СВОЙСТВА НАУГЛЕРОЖЕННЫХ СЛОЕВ Fe - Cr - Mn СТАЛЕЙ

Выявлены закономерности влияния хрома (от 2 до 22 %) и температуры закалки (850-1150 °С) на формирование микроструктуры, степени метастабильности ау-стенита и свойства науглероженных слоев Fe - Cr - Mn сталей. Ключевые слова: метастабильный аустенит, фазовые превращения, износостойкость.

Чигарьов В.В., Чейлях Я.О., Олшник 1.М. Вплив легувальних елементiв i термо-обробки на мжроструктуру, метастабыьшсть та властивостi навуглецьова-них шарiв Fe - Cr - Mn сталей. Виявлеш законом1рност1 впливу хрому (в1д 2 до 22 %) i температури гартування на формування мтроструктури, ступет метаста-бтьност1 аустенту та властивостi навуглецьованих шарiв Fe - Cr - Mn сталей. Ключовi слова: метастабтьний аустент, фазовi перетворення, знососттюсть.

V. V. Chigarev, Y.A. Cheylyakh, I.M. Oleynik. The influence of alloying elements and heat treatment on microstructure, metastability and properties of carbonized balls of

Fe - Cr - Mn steels. Regularities of chromium influence (2-22 %), and temperature of tempering upon formation of microstructure were revealed, as well as degrees of meta-stable austenite and properties of carbonized balls, made of Fe - Cr - Mn steel grades. Keywords: metastable austenite, the phase transformation, wear-resistance.

Постановка проблемы. Весьма актуальной проблемой является повышение износостойкости и долговечности многих деталей машин.

Анализ последних исследований и публикаций. Данные о поверхностном упрочнении средне- и высоколегированных сталей (в том числе высокопрочных и коррозионностойких) немногочисленны, а полезность присутствия в структуре науглероженных слоев остаточного аустенита представляется противоречивой [1-3]. При этом остается не изученным влияние легирующих элементов на формирование структуры, степень ее метастабильности и свойств науглероженных слоев в специальных сталях, что ограничивает возможности ХТО для эффективного их поверхностного упрочнения.

Цель статьи - изучение влияние легирующих элементов на формирование структуры, метастабильность аустенита и свойства хромомарганцевых сталей, подвергаемых цементации.

Изложение основного материала. Исследованы хромомарганцевые стали 30Х(2...8)Г6С2Ф, 08Х(14-22)Г6СФ, содержащие различное количество хрома от ~2 до ~22 %, под влиянием которого изменялся фазовый состав, охватывающий следующие структурные классы: мартенситно-аустенитный (М-А), аустенитно-мартенситный (А-М), аустенитный (А), аустенитно-ферритный (А-Ф) и ферритно-аустенитный (Ф-А) (табл. 1).

Образцы сталей подвергали цементации в твердом карбюризаторе при температуре 930 -950 °С в течение 10 - 12 часов, охлаждение на воздухе до комнатной температуры. После цементации проводили закалку от 850 до 1150 °С с охлаждением в масле, отпуск при 250 °С, 1 ч.

Фазовый состав стали определяли на дифрактомере ДРОН-3 в железном Ка - излучении. Металлографические исследования проводили на микроскопе «Neophot - 21», микротвердость определялась на микротвердомере ПМТ-3, твердость измеряли на твердомере ТК - 2 (Роквелла) (ГОСТ 9013-59). Испытания на ударно-абразивную износостойкость проводились в среде литой чугунной дроби [4]. Относительная износостойкость определялась по соотношению потерь веса

1 д-р техн. наук, профессор, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь

2 аспирант, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь

3 канд. техн. наук, доцент, Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь

В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2010 р. Сер^я: Техшчш науки Вип. № 20

эталона (А Рэт, сталь 45 отожженная твердостью НВ 190) и испытуемого образца (А Робр) за одинаковое время изнашивания (120 мин):

АР

£ = -

ЛР

обр

Таблица 1

Химический, фазовый составы и структурные классы Fe-Cr-Mn сталей

Марка стали

Содержание элементов, масс.

%

С

Сг

Мп

Si

V

Содержание фаз, %

мартенсит

феррит

аустенит

Структурный класс

30Х2Г6С2Ф

0,28

1,92

6,33

1,64

0,18

81

19

М - А

30Х4Г6С2Ф

0,31

3,25

6,61

1,98

0,20

48

52

А - М

30Х6Г6С2Ф

0,34

5,50

6,57

2,03

0,17

92

А - М

30Х8Г6С2Ф

0,35

8,37

6,76

2,05

0,16

98

А

08Х14Г6СФ

0,09

14,0

4,99

0,4

0,25

60

40

М - А

08Х18Г6СФ

0,1

17,69

5,14

0,46

0,22

46

54

А - Ф

08Х22Г6СФ

0,08

21,68

6,1

0,50

0,28

64

36

Ф - А

8

2

После цементации и термообработки в поверхностном слое образцов под влиянием повышенного содержания углерода формировались карбидные фазы различного состава в зависимости от содержания хрома в сталях. В сталях, содержащих 2-6 % Сг, образовывались карбиды преимущественно цементитного типа ^е,Сг)3С, а в сталях с 8-22 % Сг - специальные карбиды хрома (Сг^е)2зСб и (Сг^е)7С3, а также содержалось небольшое количество карбидов ванадия (УС). Микроструктура поверхностного слоя стали 30Х2Г6С2Ф после цементации - преимущественно мартенситно - карбидная, с небольшим количеством остаточного аустенита. С увеличением содержания хрома с ~ 2 до ~ 8 % в микроструктуре поверхностного слоя уменьшается количество мартенсита и возрастает количество аустенита.

Температурой нагрева под закалку регулировалось соотношение основных фазовых составляющих и микроструктура сталей (рис. 1).

п о в е р х н о с т ь

с е р д ц е в и н а а б в

Рис. 1 - Микроструктура сталей 30Х6Г6С2Ф (а) и 20Х14Г7 (б, в) после цементации при 1050 °С и закалки с различных температур, х100: а- 850 °С; б - 1050 °С; в - 1150 0С.

2010 р. Серiя: Технiчнi науки Вип. № 20

При относительно невысокой температуре нагрева под закалку (850 °С) поверхностный слой образцов стали 30Х6Г6С2Ф представляет собой смесь карбидов, мартенсита и остаточного аустенита (рис. 1, а), чему соответствует повышенная микротвердость этой смеси Но0.98=5,6 - 6,5 ГПа (рис. 2, а). По мере удаления от поверхности структура стали 30Х6Г6С2Ф становится аустенитной крупнозернистой, чему соответствует снижение микротвердости до 4,7 - 5 ГПа, затем следует М-А структура с мелким зерном, диспергированная карбидами хрома (Сг23С6) и ванадия. Постепенно эта структура по глубине слоя переходит в А-М с преобладанием у-фазы (рис. 1). С увеличением температуры нагрева под закалку с 850 до 1150 °С цементованных сталей 30Х(2...8)Г6С2Ф содержание карбидов уменьшается вследствие их растворения в аустените, а количество аустенита возрастает. При этом, чем больше хрома содержится в стали, тем больше образуется аустенита после закалки в поверхностном слое. Этому соответствует снижение микротвердости стали 30Х6Г6С2Ф до 2,5.4,2 ГПа (рис. 2 а). Похожий характер изменения микроструктуры обнаруживается и для цементованной стали с большим содержанием хрома - 20Х14Г7 после закалки с разных температур (рис. 1 б, в). Для нее характерна более развитая карбидная сетка по границам зерен, что обусловлено большим содержанием карбидообразующего хрома. В достаточно крупных зернах аустенита науглерожен-ного слоя после закалки с температур 850-1050 °С наблюдается образование крупнопластичного высокоуглеродистого мартенсита. После закалки цементованной стали с повышенной температуры 1150 °С карбиды Сг23С6 полностью растворяются в аустените (см. рис. 1 в). Постепенно крупнозернистая А структура переходит в А-М. В результате этого характер изменения микротвердости по глубине цементованного слоя в целом сохраняется прежним, однако понижаются ее абсолютные значения. При дальнейшем увеличении содержании хрома до 18.22 % в сталях 08Х18Г6СФ и 08Х22Г6СФ микротвердость поверхностного слоя оказалась значительно выше (Но0,49=7,3.. .9,6 ГПа), чем в сталях с меньшим его содержанием (рис 2 б). Это можно объяснить повышенным объемом карбидных фаз 30-40 % в поверхностном науглероженном слое образцов [4], а также ограничением растворимости углерода в феррите. Это обусловливает повышенное содержание углерода ~ 2,7 - 4,5 % и, вероятно, концентрации хрома выше равновесных значений, что можно объяснить эффектом реактивной диффузии и механизмом внутреннего науглероживания. По существу в поверхностном слое формируется структура белых легированных чугунов, а сердцевина образцов имеет структуру сталей соответствующих классов, что можно считать получением естественного биметалла, аналогично результатам работы [5] для цементованной стали 12Х17 ферритного класса.

С повышением температуры закалки с 850 °С до 1150 °С снижение твердости стали 08Х18Г6СФ хотя и наблюдается, однако оно выражено в несколько меньшей степени, чем других сталей (см. рис. 2 б). Это можно объяснить влиянием хрома и формированием карбидов по-видимому не только Сг23С6, но и Сг7С3, которые в меньшей степени подвержены растворению в аустените и практически не растворимы в феррите.

Зависимость твердости и относительной ударно-абразивной износостойкости от содержания хрома и температуры нагрева под закалку для двух групп Fe - Сг -Мп сталей с 2.8 % Сг и 14.22 % Сг приведены на рис. 3 и 4.

Для цементованных сталей 30Х(2.8)Г6С2Ф с увеличенным содержанием хрома при каждой температуре нагрева под закалку возрастает твердость (рис. 3 а). Это можно объяснить увеличением вклада твердорастворного механизма в упрочнение сталей. В целом же для каж-

* 1

ч ¡V __ _4

\ А

Л

0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 а/ ¡1, мн

Рис. 2 - Изменение микротвердости по глубине цементованного слоя сталей 30Х6Г6С2Ф (а) и 08Х18Г6СФ (б) при температурах закалки: 1 - 850 °С; 2 -950 °С; 3 - 1050 °С; 4 - 1150 °С.

2010 р. Серiя: Технiчнi науки Вип. № 20

дой из сталей с увеличением температуры нагрева под закалку твердость снижается, что обусловлено растворением карбидов хрома в аустените, увеличением содержания и стабильности аустенита. Относительная износостойкость исследованных сталей не обнаруживает такой четкой зависимости от содержания хрома и температуры закалки. Так, наибольшей твердости стали 30Х8Г6С2Ф после закалки с 850 °С (HRC 49) соответствует относительно невысокая износо-стойкость (е=3,8), а наибольшая ее величина (е=6,4) обнаруживается после закалки с 1050 °С при твердости всего HRC 37. В целом, для каждой марки стали существует оптимальная температура нагрева под закалку, обеспечивающая повышение относительной ударно-абразивной износостойкости. Эта температура обусловливает, с одной стороны, оптимальную степень растворения карбидов цементованного слоя в аустените и оптимальную степень упрочнения твердого раствора. С другой стороны, достигается оптимальное количество и степень метастабильности аустенита, что обуславливает развитие деформационного мартенситного у^-а превращения в поверхностном слое в ходе изнашивания (ДМПИ) под ударно-деформирующим воздействием дроби. Это превращение сопровождается динамическим деформационным старением (ДДС) аустенита и мартенсита в процессе изнашивания, связанным с выделением дисперсных карбидов. Оба превращения наряду с механизмами динамического двойникования и повышения плотности дислокаций вызывают значительное самоупрочнение тонкого поверхностного слоя, что и обеспечивает самоповышение относительной износостойкости цементованных сталей в процессе изнашивания.

Совершенно иная картина изменения свойств под влияния хрома и термообработки обнаруживается для коррозионно-стойких сталей с повышенным содержанием хрома (14...22 %). При каждой температуре закалки в интервале 850.1150 °С с увеличением содержания хрома от 14 до 22 % твердость цементованных сталей снижается (рис. 4 а). Это можно объяснить растворением части карбидов в аустените, исчезновением мартенсита и увеличением содержания феррита. При этом для сталей А-М класса (0814Г6СФ, 20Х14Г7) с увеличением температуры закалки твердость монотонно уменьшается, а для сталей А-Ф (08Х18Г6СФ) и Ф-А (08Х22Г6СФ) классов она изменяется по кривой с максимумом, соответствующим 950 °С.

ЕЗ 30Х2Г6С2Ф

Ш 30Х4Г6С2Ф

0 30ХБГ6С2Ф

И 30ХВГ6С2Ф

б 6,5 6 5,5 5 4,5

и

4

3,5 3 2,5 2

3 30Х2Г6С2Ф

□ 30Х4Г6С2Ф

ЕЗ 30ХБГ6С2Ф

Ы 30ХВГ6С2Ф

Рис. 3 - Влияние хрома и температуры нагрева под закалку на твердость (а) и относительную износостойкость (б) цементованных высокопрочных Fe-Сг-Мп сталей.

Ш08Х18Г6СФ

!3 08Х22Г6СФ

Рис. 4 - Влияние хрома и температуры нагрева под закалку на твердость (а) и относительную износостойкость (б) цементованных коррози-онностойких Fe-Cг-Mn сталей.

6

б

5

4

2010 р. Серiя: Техшчш науки Вип. № 20

В противоположность изменению твердости цементованных сталей с увеличением содержания хрома и повышением температуры нагрева под закалку, ударно-абразивная износостойкость возрастает (рис. 4 б). При этом, относительно невысокой твердости (~HRC 20) стали Ф-А класса 08Х22Г6СФ после закалки с температур 850 °С и 1150 °С соответствует наибольшая износостойкость (s=5.2...5.5). Отсутствие адекватной зависимости между твердостью и относительной ударно-абразивной износостойкостью в Fe - Cr - Mn цементованых сталях свидетельствует об исключительной роли ДМПИ и ДДС в развитии процесса самоупрочнения в ходе изнашивания. Важную роль в формировании сопротивления изнашиванию играет эффект синергизма в метастабильных сталях, согласно которому в процессе изнашивания происходит взаимоусиление традиционных механизмов упрочнения в сочетании с механизмами ДМПИ и ДДС и обусловленных ими процессами самоупрочнения и релаксации микронапряжений.

Использование цементации и закалки с разных температур исследованных Fe-Cr-Mn сталей различных структурных классов дает возможность создавать новые метастабильные фазо-во-структурные модификации и комбинации поверхности и сердцевины. Это позволяет сочетать повышенную износостойкость (при необходимости в комбинации с коррозионной стойкостью и жаростойкостью) с высокопрочной сердцевиной (стали А-М и М-А классов) или, напротив, с вязкой сердцевиной (стали А класса) в зависимости от предъявленных требований.

Выводы

1. Использование цементации хромомарганцевых сталей с различным содержанием хрома и последующей закалки с разных температур позволяет в широких пределах регулировать фазовый состав и микроструктуру, создавать разнообразные метастабильные фазово-структурные модификации поверхностных слоев и эффективно управлять их свойствами.

2. С увеличением содержания хрома в хромомарганцевых сталях непрерывно возрастает микротвердость поверхностной (А+К) зоны до 8,6.9,7 ГПа, количество карбидов хрома (Cr23C6 и Cr7C23) достигает 32-40 % вследствие реактивной (восходящей) диффузии хрома.

3. Наиболее высокая ударно-абразивная износостойкость достигается: в сталях с 6-8 % Cr после цементации и закалки с относительно невысоких температур 850-1050 °С; в сталях с 18.22 % Cr после цементации и закалки с повышенных температур 1150 °С, когда формируется аустенитно-карбидная структура поверхностной зоны науглероженного слоя, претерпевающая у^а' ДМПИ и ДДС.

4. Повышенная ударно-абразивная износостойкость хромомарганцевых сталей после цементации и закалки объясняется высоким содержанием карбидов, превращением метаста-бильного аустенита в мартенсит с выделением высокодисперсных карбидов, в процессе изнашивания, вызывающими эффект деформационного самоупрочнения.

Список использованных источников:

1. Геллер А.Л. Цементуемые стали для деталей горных машин / А.Л. Геллер // Технология и организация производства. - 1973. - № 3. - С. 46-49.

2. Siepak J. The influence of contact stress on the wear of a carburized steel case with a high content of retained austenite/ J. Siepak // Wear. - 1982. - 80, № 3. - P. 301-305.

3. Малинов Л.С. Повышение свойств цементированных сталей за счет реализации эффекта самозакалки при нагружении, регулирования количества и стабильности аустенита применительно к конкретным условиям / Л.С. Малинов // Металл и литье Украины.- 2002.- № 9-10.- С. 10-13.

4. Чейлях А.П. Экономнолегированные метастабильные сплавы и упрочняющие технологии / А.П. Чейлях. - Харьков: ННЦ «ХФТИ», 2003, - 212 с.

5. Чейлях А.П., Чейлях Я.А. Поверхностное упрочнение сталей ферритного и мартенсит-ного классов созданием метастабильных состояний методами цементации и термообработки/ А.П. Чейлях, Я.А. Чейлях // Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов: Сб. докл. 8-го Международ. конгресса. - Харьков: ННЦ «ХФТИ», 2007, Т.1.- С. 84-89.

Рецензент: В.Г. Ефременко д-р техн наук, проф. ПГТУ

Статья поступила 12.04.2010