CC BY
66
УДК 669.539.43
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНОГО РЕЖИМА ПРИ ОТПУСКЕ ШТАМПОВЫХ СТАЛЕЙ
© 2016 Н. А. Костин1, Е. В. Трусова2
1 канд. техн. наук, доцент каф. общетехнических дисциплин e-mail: nikolay-kostin@yandex. ru 2канд. техн. наук, доцент каф. общетехнических дисциплин e-mail: ev. trusova@yandex.ru
Курский государственный университет
На основании изучения процессов при отпуске и дисперсионном твердении штамповых сталей выведена зависимость изменения содержания легирующих элементов в твёрдом растворе закалённой стали. Проанализирована диаграмма отпуска инструментальных сталей.
Ключевые слова: штамповая сталь, термическая обработка
Окончательные физико-механические и эксплуатационные свойства штамповых сталей, от которых зависит работоспособность и долговечность штампового инструмента, во многом зависит от последней операции термической обработки - отпуска после закалки. Структура закалённых сталей, в зависимости от состава и условий аустенизации, состоит из тетрагонального мартенсита, остаточного (непреобразовавшегося) аустенита и нерастворённых карбидов. В таком состоянии инструментальная сталь чрезвычайно хрупка, подвержена воздействию больших внутренних напряжений и в таком состоянии практически неработоспособна. Поэтому инструменты после закалки обязательно подвергаются отпуску - их нагревают до какой-либо невысокой или достаточно высокой температуры и выдерживают некоторое время. Под действием тепла (дополнительной энергии) в структуре закалённых инструментальных сталей происходят превращения, приводящие к стабилизации структуры и улучшению механических характеристик [Костин, Трусова 2014а].
Для каждой конкретной стали и конкретного инструмента характер и степень изменений зависит от температуры отпуска. У нелегированных сталей, как уже говорилось выше, при отпуске наблюдаются четыре хорошо различимые стадии:
1. В диапазоне 80...200°С начинается распад мартенсита как метастабильной фазы.
2. В диапазоне 150.. ,300°С остаточный аустенит переходит в мартенсит.
3. В области температур 300...400°С происходят процессы возврата и рекристаллизации, начинается рост зёрен цементита.
4. При температурах выше 400°С наблюдается коагуляция частиц цементита.
Эти процессы перекрывают друг друга, границы их температур и интенсивность изменяются в зависимости от скорости нагрева при отпуске.
Для легированных инструментальных сталей температурные интервалы названных процессов изменяются, а отдельные стадии (2-я и 4-я) выпадают или же вновь проявляются после новой стадии - дисперсионного твердения, протекающего при 500...650°С.
При нагреве закалённой стали до весьма невысоких температур 80...100°С в ней уже начинают происходить процессы распада мартенсита и выделение из него избыточного углерода. При температуре низкого отпуска эти процессы идут уже достаточно интенсивно. Полупериод распада мартенсита при 20°С оценивается в 10 лет, при 40°С - в 2,5 года, при 60°С - в 3 мес., при 100°С - в 1 ч., при 160°С - в 1 мин.
Диффузия атомов углерода, а также подвижность атомов железа в этом интервале температур весьма незначительны, вследствие чего выделяющиеся карбиды имеют очень малые размеры (10...100А), они не видны под оптическим микроскопом. При этом образуется т.н. 8-карбид с гексагональной плотноупакованной решёткой (а = 2,73 А; С = 4,33А). Это ещё не цементит, а только переходная фаза, соответствующая стехиометрическому составу Бе2С; Бе4С, которая когерентна с решёткой мартенсита. Выделение когерентных фаз препятствует перемещению дислокаций и релаксации внутренних напряжений. В мартенсите с содержанием углерода менее 0,3% 8-карбид не образуется, так как немногочисленные атомы углерода закреплены в дефектах по границам блоков мартенсита, а не находятся в напряжённых (искажённых) элементарных ячейках кристаллической решётки, как в высокоуглеродистом мартенсите.
В этой области температур невозможна диффузия легирующих элементов, которая начинается примерно при 400°С (рис. 1). При низкотемпературном процессе (Мс ^ М с + 8-карбид) твёрдость закалённой стали снижается весьма незначительно, зато снижается склонность к трещинообразованию.
1 Ч
It N
Р ' I
о
С Э-€ ---- W
( —f i__ Cr
?—
г V а -о
с с Ъ-€ Э--- j-- c\ i=8
3 -—t э—©C^
О 200 W0 600 800 Температура отпуска, "С
Рис. 1. Изменение содержания легирующих элементов в твёрдом растворе закалённой стали Р18 в зависимости от температуры отпуска
В диапазоне температур 150...300°С продолжается распад мартенсита и уменьшение содержания углерода в твёрдых растворах (мартенсите и остаточном аустените), уменьшаются также и внутренние напряжения за счёт снятия искажений решётки. Вследствие этого происходит превращение менее напряжённого аустенита в мартенсит:
Бе Y(c М (о + 8-карбид. (1)
В высокоуглеродистых легированных сталях, в структуре которых в большом количестве присутствует остаточный аустенит, это превращение компенсирует или даже превышает снижение твёрдости, вызываемое распадом мартенсита. Образующиеся в ходе превращения продукты такие же, какие образуются при отпуске мартенсита или при изотермическом образовании бейнита [Костин, Трусова 2014б].
В присутствии легирующих элементов температура этой стадии превращения закалённой стали заметно повышается (рис. 2 и 3).
О 100 200
Температура отпуска °С
300
Рис. 2. Диаграмма отпуска инструментальных сталей: 1 - штамповая хромистая сталь 8Х2Ф; 2 - углеродистая инструментальная сталь У10
100 200 300 Температура отпуска, "С
Рис. 3. Изменение количества остаточного аустенита в зависимости от температуры отпуска в присутствии различных легирующих элементов
Температуру превращения в наибольшей степени повышают Мп, Сг, Б1, в меньшей степени N1, Мо, V и Си. Под влиянием отпуска намагниченность насыщения сталей возрастает.
При температуре 300...400°С практически заканчивается распад мартенсита. Содержание углерода в мартенсите понижается почти до равновесной концентрации, пластины 8-карбида заменяются дисками цементита, и исчезает когерентная связь их с твёрдым раствором. Между отдельными фазами образуются чёткие границы, исчезают внутренние напряжения второго рода и одновременно понижается твёрдость. Таким образом, при этих температурах происходит возврат и рекристаллизация. Размер блоков с исчезновением внутренних напряжений сначала уменьшается, а затем в процессе рекристаллизации снова начинает расти.
На этой стадии легирующие элементы Сг, Мо, W и N5 повышают температуру рекристаллизации, поэтому температура достижения равновесного содержания углерода в твёрдом растворе легированных сталей значительно выше, чем нелегированных (см. табл.).
Температура рекристаллизации штамповых сталей
Сталь W(0,01%C), °С
Нелегированная 500
Легированная кремнием 81 500
Легированная 3% N1 500
Легированная 2,4 %Мп 550
Легированная 2% Сг 650
Легированная 0,5% Мо 700
При температуре выше 400°С происходят процессы коагуляции: из пластинчатых и дискообразных мелких карбидных частиц образуются шаровидные образования (т.н. сфероиды), размер которых с увеличением температуры и времени отпуска становится всё больше. В присутствии легирующих элементов процесс коагуляции замедляется - мелкие карбидные зёрна являются характерными для структуры легированных сталей. По мере развития коагуляции твёрдость значительно снижается, а вязкость, наоборот, повышается [Хорошайлов, Гюлиханданов 1980].
Процесс коагуляции лимитируется скоростью диффузии атомов углерода, которая однозначно определяется температурой:
' ах
v = K • exp
RT
(2)
где К - константа данного превращения; Р- энергия активации; Я - газовая постоянная ; Т - абсолютная температура.
48
46 44 42
% %
36 34
V? \
\ \
<1 \ \
V
\\ л
\1
\ \\
15
16
17
Параметр Р-10
18
з
19
Рис. 4. Изменение твёрдости сталей для инструментов деформации в зависимости от температурно-временного параметра р = Т(1пт +19) : 1 - сталь 0,56% С; 1,4% Сг ; 0,75% N1; 0,55%Мо; 0,1%У (ВХНМФ); 2 - сталь 4Х5МФС; 3 - сталь 4Х3М3Ф; 4 - сталь 3Х2В8Ф
На рисунке 4 показано, как изменяется твёрдость инструментальных сталей в зависимости от обобщенного параметра, учитывающего температуру и длительность отпуска:
Р = Т( ln т + С). (3)
При отпуске закалённых легированных сталей в области температур 500...650°С протекает процесс, связанный со значительным повышением твёрдости, которая зависит от системы и степени легирования стали (рис. 5). Аналогичное явление наблюдается также при старении сильно пересыщенных твёрдых растворов некоторых сплавов (например, мартенситно-стареющих сталей или сплавов А1 - Си).
Диффузия легирующих элементов в этой области температур уже достаточна, благодаря чему их атомы могут покинуть занятые неравномерно расположенные места в решётке и переупорядочиться, образуя специальные карбиды или интерметаллические соединения (№3Т1; №3Мо; Бе2Мо и др.). Это переупорядочение (перестройка) протекает постепенно с образованием промежуточных фаз. Вначале процесс идёт в той плоскости решётки, в которой преимущественно концентрируются атомы легирующих компонентов, причём их скапливается столько, сколько требуется для образования зародыша нового выделения. Решётка этой области, обогащённой атомами легирующих элементов, когерентно связана с решёткой мартенсита и является её продолжением (рис. 6).
О 100 200 300 Ш 500 600 700 Температура отпуска, "С
Рис. 5. Изменение твёрдости легированных закалённых инструментальных сталей в зависимости от температуры отпуска: 1 - сталь 8Х4В2М8Ф; 2 - сталь Х4В2М10ФК8; 3 - сталь Х12; 4 - сталь 4Х5МФС
ч. / и/ ч.
О
Рис. 6. Схема когерентной связи решёток двух фаз
Из-за различий в межатомных расстояниях решётки зон выделений и матричного твёрдого раствора их решётки сильно искажены и напряжены. Поля напряжения, возникающие вокруг таких зон, оказывают сильное противодействие
скольжению дислокаций (т.е. пластической деформации металла). Возрастают твёрдость и предел текучести стали.
В дальнейшем атомы легирующих элементов, находящиеся в зоне выделения, присоединяют к себе атомы углерода, диффундирующие в кристаллической решётке матрицы. Количество этих атомов соответствует стехиометрическому соотношению в образующемся карбиде или другом соединении. Сформировавшиеся выделения всё ещё когерентны и находятся в тесной связи с матрицей, что способствует дальнейшему увеличению твёрдости и предела текучести стали. Такое повышение твёрдости и прочности, вызываемое воздействием второй мелкодисперсной и относительно равномерно распределённой фазы, называется дисперсионным твердением.
На начальном этапе дисперсионного твердения упрочнение зависит от объёмной доли возникающих зон (выделений). Чем больше легирующих элементов содержится в стали, тем больше увеличивается твёрдость и предел текучести при дисперсионном твердении.
Механизм упрочняющего действия когерентных зон интерметаллических или карбидных выделений связан с затруднением движения дислокаций в напряжённой решётке. Движущиеся дислокации вынуждены огибать зоны выделений, на что затрачивается значительная дополнительная энергия [Хорошайлов, Гюлиханданов 1980]. Напряжение, необходимое для выгибания дислокации в дугу радиуса Я,
в - ь
° =--(4)
2 Я ' 1 ;
где О- модуль упругости; Ь - вектор дислокации.
Чем больше выделений в структуре стали, тем меньше расстояние между ними (величина Я в формуле 2), тем большее напряжение требуется для выгибания дислокации, соответственно, тем выше твёрдость и прочность стали.
При повышении температуры и длительности отпуска (старения) размеры зон выделений увеличиваются, достигая критической величины, при которой происходит срыв когерентности и образуется межфазная граница. Происходит выделение самостоятельных (вторых) фаз - карбидов или интерметаллитов. Эти мелкодисперсные частицы второй фазы являются ещё более эффективными препятствиями на пути движущихся дислокаций.
После обособления частиц второй фазы повышение температуры и длительности отпуска уже не приводит к увеличению доли частиц новой фазы в структуре, а ведёт только к укрупнению частиц выделившейся фазы и к увеличению расстояния между этими частицами. В результате число препятствий на пути движения дислокаций уменьшается и их скольжение облегчается. Уменьшается твёрдость сплава, и снижается предел текучести, а вязкость до некоторой степени возрастает.
Библиографический список
Костин Н. А., Трусова Е. В. Процесс карбонитрирования инструментальной стали активной пастообразной среде // Металлургия машиностроения. 2014а. № 2. С. 43-45.
Костин Н. А., Трусова Е. В. Повышение стойкости инструмента из быстрорежущей стали Р6М5 и Р6М3 низкотемпературным цианированием // Машиностроение и инженерное образование. 2014б. № 4. С. 2-5.
Хорошайлов В.Г., Гюлиханданов Е.Л. Химико-термическая обработка стали. Л.: ЛПИ им. Калинина, 1980.
