CC BY
55
Крылова С.Е., Фирсова Н.В.
Орский гуманитарно-технологический институт E-mail: [email protected]
ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ НА ПОВЕДЕНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ МАРОК СТАЛЕЙ С МИКРОЛЕГИРУЮЩИМ КОМПЛЕКСОМ
Рассмотрены структура и свойства новых экономнолегированных сталей инструментального класса на различных этапах термической обработки. Показано, что для указанных сталей значительное влияние на поведение при эксплуатации оказывает окончательный режим термического упрочнения. Определены температурно-временные параметры высокого отпуска. Указан механизм дисперсионного упрочнения, основанный на качественном и количественном изменении соотношения карбидной составляющей в сплаве.
Ключевые слова: экономнолегированные стали, дисперсионное упрочнение, термическая стабилизация, карбидное упрочнение.
Инструментальные стали предназначены для изготовления режущего, измерительного инструмента и штампов холодного и горячего деформирования. В процессе эксплуатации все виды инструмента, особенно металлорежущий и штампы, подвергаются истиранию, испытывают высокие давления, а также повышенные напряжения, чаще всего изгиба или кручения. Для обеспечения износостойкости инструментальным сталям должна быть присуща высокая твердость, а для сохранения формы инструмента, предупреждения его поломок и выкрашивания рабочих кромок - высокая прочность при удовлетворительной вязкости.
Одна из самых острых проблем современности - создание оптимальных систем легирования, обеспечивающих требуемые свойства сталей. Основными легирующими элементами в литых экономнолегированных сталях, значительно повышающими механические и эксплуатационные свойства, являются хром, никель, молибден, вольфрам, ванадий, а так же титан, алюминий, марганец и кобальт.
В ранних работах [1] в результате математической обработки экспериментальных данных с применением программы KOMPLEX, осуществляемой регрессионный статистический анализ данных, исключая незначащие и незначительные факторы, удалось получить химический состав и рекомендовать марки ста-
ли, обладающие наилучшим комплексом свойств - 100Х3Г2МТР и 70Х3Г2ФТР. Поэтому задачей настоящей работы явилось экспериментальное исследование предложенных марок в литом и термообработанном состояниях с целью определения оптимального режима термической обработки.
Выплавку сталей производили в условиях ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» на индукционной печи ИШТ 0,4/0,32. Полученные образцы представляли собой цилиндрические заготовки диаметром 330 и высотой 500 мм. Плавоч-ный химический состав исследуемых сталей приведен в табл. 1.
Микроскопические исследования проводили с использованием микроскопа МИМ-7 и электронного микроскопаJEOLJSM-6460LV с приставкой энергодисперсионного анализатора INCA energy. Травление шлифов осуществлялось 4% раствором азотной кислоты. Определение твердости металла выполнялось методом Роквелла на стационарном твердомере. Среднее значение твердости определяли по результатам не менее пяти замеров. Микротвердость структурных составляющих определялась на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 50 г.
В качестве одной из причин выхода из строя тяжелонагруженного инструмента является низкое качество, вызванное недостаточным карбидным упрочнением и высокими остаточны-
Таблица 1. Химический состав стали марок 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР
Марка стали с Mn Si P S Cr Ni Cu Al Mo V Ti
100Х3Г2МТР 0,90 1,94 0,65 0,021 0,011 2,87 0,07 0,06 0,041 0,48 - 0,43
70Х3Г2ФТР 0,67 1,92 0,59 0,022 0,010 2,92 0,09 0,08 0,032 — 0,62 0,39
ми напряжениями в результате отклонений от технологии окончательной термообработки [1].
Хорошо известен качественный характер влияния легирующих элементов на кинетику распада переохлажденного аустенита и комплекс механических и эксплуатационных свойств инструментальных сталей. Однако на современном этапе развития металловедения большой практический интерес представляет установление количественных характеристик влияния легирования на структуру и комплекс свойств стальных изделий, подвергнутых термической обработке.
В данной работе уделено внимание разработке и оптимизации окончательного режима термической обработки опытных сталей инструментального класса: 70Х3Г2ФТР
и 100Х3Г2МТР. Данные стали рекомендуются к применению в инструментальном производстве для деталей, обладающих повышенной прочностью, износостойкостью, теплостойкостью, т. е. комплексом необходимых свойств, и рекомендуется их использовать в качестве штампов холодного и горячего деформирования, вырубных пуансонов, бронеплит и валков горячего и холодного деформирования. Целью исследования являлось изучение влияния параметров окончательной термической обработки на структурные характеристики опытных экономнолегированных сталей.
Для данных сталей была проведена термическая обработка, которая состояла из закалки от температуры 1050 оС со скоростью нагрева 50 оС/ч, с охлаждением в масло. Подробному исследованию подвергались опытные образцы после различных режимов высокого отпуска. Отпуск проводился с температур 450, 500, 550, 600, 650 оС с охлаждением в масло. От оптимальной температуры отпуска, установленной в процессе эксперимента, варьировали временем выдержки от 1 до 7 часов.
По проведению закалки и отпуска от различных температур определились такие характеристики, как твердость, микротвердость и структурные составляющие в количественном соотношении. Данные исследований представлены в табл. 2.
Особое внимание уделялось изучению структуры опытных сталей после закалки и отпуска. Структура закаленной стали 100Х3Г2МТР представлена на рис. 1, а стали 70Х3Г2ФТР - на рис. 2.
Структура стали 100Х3Г2МТР представляет собой мартенсит (~ 70%), аустенит остаточный (~ 27%) и карбидные включения в свободном виде (~ 3%). Спектры (рис. 3), взятые с различных карбидных включений и участков металлической основы, свидетельствуют о наличии в структуре закаленной стали карбидов
Таблица 2. Значение твердости (НЯС), микротвердости (НУ, Н/мм2) и количество структурных составляющих (т, %) после проведения термообработки (закалка и отпуск) 450-650 оС с выдержкой 1 час
100Х3Г2МТР 70Х3Г2ФТР 100Х3Г2МТР 70Х3Г2ФТР
Закалка HRC 51,6 49,2 Отпуск 550 °С HRC 40,7 42,5
НУ 5939,6 4810,2 НУ 4495,8 3543
т М - 70%, К - 3%, А - 27% ТМ - 75%, А - 22%, К - 3% т М - 40%, Т - 45%, А - 10%, К - 5% ТС - 90%, К - 10%
Отпуск 450 °С HRC 48,2 45,5 Отпуск 600 °С HRC 50,3 43,7
НУ 4702,2 3099,4 НУ 3612,2 4031,2
т М - 68%, Т - 10%, А - 22% Т - 93%, К - 7% т Т - 90%, К - 10% ТС - 85%, К - 15%
Отпуск 500 °С HRC 47 43,2 Отпуск 650 °С HRC 37,4 36,8
НУ 4663,6 3679 НУ 2499,6 2431
т Т - 10%, М - 67%, А - 20%, К - 3% Т - 92%, К - 8% т ТС - 93%, К - 7% ,,% %%% 000 ют1-4 - - -СТК
М - мартенсит, К - карбидная фаза, А - остаточный аустенит, ТМ - троостомартенсит, Т - троостит, ТС - троостосорбит, С - сорбит
хрома (Сг23С6), молибдена (МоС), титана (ТЮ), а также смешанных карбидов типа ^еСг)3С6.
Структура стали 70Х3Г2ФТР после закалки представляет собой троостомартенсит (~ 75%), аустенит остаточный (~ 22%) и карбиды в свободном виде (~ 3%). Спектры (рис. 4), взятые с различных карбидных включений и участков металлической основы, свидетельствуют о присутствии в структуре стали 70Х3Г2ФТР карбидов хрома, титана и ванадия, а также карбидов смешанного типа.
Структура стали 100Х3Г2МТР, полученная после проведения термообработки - отпуск различных температур, представлена на рис. 5.
Отпуск в данной стали сохраняет мартен-ситную составляющую в структуре. Наличие мартенсита приводит к повышению износостойких характеристик, но снижает ударную вязкость, поэтому дальнейшее повышение температуры отпуска являлось целесообразным для того, чтобы выбрать оптимальную температуру, обеспечивающую получение структуры более вязкой трооститной составляющей, с выделением дисперсных карбидов и равномерным распределением их по металлической основе.
С повышением температуры отпуска количество и объем структурных составляющих изменяется. Осуществляется переход от мартен-ситной составляющей к трооститной структуре с выделением карбидных включений.
Подобное изменение прослеживается и по опытной стали марки 70Х3Г2ФТР, однако данная сталь на этапе температур высокого отпуска содержит гораздо меньшее количество мар-тенситной составляющей (рис. 6).
С постепенным увеличением температуры высокого отпуска наблюдается изменение дисперсности феррито-цементитной составляющей, осуществляется переход от трооститной к сорбитной металлической основе и уменьшение количества карбидной составляющей. Одновременно с повышением температуры из металлической основы выделяются более мелкие карбиды на основе титана и ванадия, что способствует стабилизации значений твердости соответствующих эффекту дисперсионного упрочнения данных сталей.
На рис. 7, 8 представлена графическая зависимость значений твердости и микротвердости от температуры отпуска опытных сталей. Видно, что значения твердости коррелируют со
значениями микротвердости. Анализируя эту зависимость были выбраны две наиболее характерные температуры отпуска - 500 и 600 оС, на которых наблюдался пик повышения твердости. Дальнейшее исследование заключалось в различной длительности выдержки при температурах отпуска 500 и 600 оС, с целью изучения поведение карбидных фаз с увеличением времени выдержки и определения интервалов дисперсионного упрочнения данных сталей.
Данные исследования представлены в табл. 3. Резкого повышения твердости не наблюдается, но просматривается некоторая стабилизация твердости, что очень хорошо для эксплуатации изделий. Это говорит о том, что в течение длительного периода времени изделия из данных марок сталей не будут повержены разупрочнению.
Структура стали 100Х3Г2МТР после проведения отпуска 500 оС с различной длительностью выдержки представлена на рис. 9.
Рисунок 1. Микроструктура стали 100Х3Г2МТР (закалка 1050 оС в масло)
Рисунок 2. Микроструктура стали 70Х3Г2ФТР (закалка 1050 оС в масло)
В металлической основе в течение 3-4 часов сохраняется мартенситная составляющая, но с повышением времени выдержки объем мартенсита уменьшается, а объем троостита увеличивается, при этом происходит выделение карбидов. На высоких временных интервалах мартенсит полностью исчезает. Так на 7-часовой выдержке стали 100Х3Г2МТР имеем трооститную структуру в металлической основе и небольшое количество карбидных включений.
Структура стали 70Х3Г2ФТР после проведения отпуска 500 оС с различной длительностью выдержки представлена на рис. 10.
Для данной стали наблюдается сохранение в течение 3-4 часов выдержки трооститной структуры, но с увеличением длительности выдержки объем трооститной составляющей
уменьшается, а объем сорбита увеличивается. При этом до определенного времени выдержки карбиды выделяются, а на высоких временных интервалах происходит полное исчезновение троостита и растворение карбидной фазы, т. е. на 7-часовой выдержке сталь 70Х3Г2ФТР имеет сорбитную структуру в металлической основе и небольшие включения карбидов ~ 5%.
Также были получены данные твердости и микротвердости после проведения высокого отпуска при 600 оС с различной длительностью выдержки, подобным образом определены структурные составляющие опытных сталей. При данной температуре резкого повышения твердости, связанного с явлением дисперсионного упрочнения, не наблюдается. В отличие от структур, полученных при про-
С 24,97
тс 53,34
Сг 0,98
Бе 3,59
Мо 17,12
Итого 100
Рисунок 3. Состав карбидных включений в структуре закаленной стали 100Х3Г2МТР
ведении отпуска 500 оС с различной длительностью выдержки, в данном случае наблюдается тенденция к росту зерна и к растворению карбидных включений. В течение 3-4 часов выдержки у стали 100Х3Г2МТР сохраняется тро-оститная структура, с увеличением времени выдержки трооститная составляющая полностью растворяется и после 7 часов структура состоит из сорбита и небольшого количества карбидных включений. Для стали 70Х3Г2ФТР при проведении отпуска 600 оС с различной длительностью выдержки наблюдается та же тенденция в растворении трооститной составляющей и образовании сорбитной струк-
туры с небольшим количеством карбидных включений.
Полученные в результате исследования данные по твердости и микротвердости для удобства представлены в виде графических зависимостей (рис. 11, 12). Из графиков видно, что некоторое время твердость находится на достаточно высоком уровне, наблюдается некоторая стабилизация твердости, затем твердость монотонно снижается, что соответствует разупрочнению металлической основы и растворению карбидной фазы. При температуре отпуска 600 оС стабилизации не наблюдается, происходит монотонное падение твердости и
Рисунок 5. Микроструктура стали 100Х3Г2МТР после отпуска, х 360: а) 450 оС; б) 500 оС; в) 550 оС; г) 600 оС; д) 650 оС
С т
Сорбит+ трсюстит* карбиды УС Троостосорбит+ карбидная фаза
г) Д)
Рисунок 6. Микроструктура стали 70Х3Г2ФТР после отпуска, х 360: а) 450 оС; б) 500 оС; в) 550 оС; г) 600 оС; д) 650 оС
микротвердости с увеличением времени выдержки.
Поведение опытных экономнолегированных сталей с увеличением температуры высокого отпуска в интервале 450-650 оС заключается в сохранении мартенситной составляющей до определенного интервала температур, в распаде остаточного аустенита с образованием вязкой трооститной составляющей с выделением дисперсных карбидных фаз, что сопровождается увеличением твердости и микротвердости в определенном температурном интервале 500-600 оС. Увеличение времени выдержки при температурах высокого отпус-
ка 500-600 оС позволило определить временные интервалы термической стабилизации опытных сталей, что составляет 3-5 часов при температуре 500 оС, характеризуется образованием структуры троостит 80% + карбидная фаза 20%, карбидные включения типа МоС, ТЮ,Сг23С6 и ^еСг)3С6.
Выводы:
1. В литом состоянии структура экспериментальных сталей характеризуется высокой твердостью (43-55 НИС) и дендритным строением с грубыми включениями тугоплавких карбидных частиц.
Таблица 3. Значения твердости НИС, микротвердости НУ (Н/мм2) после проведения термообработки (отпуск)
500 оС с различной длительностью выдержки
Марка стали 1 час 2 часа 3 часа 4 часа 5 часов 6 часов 7 часов
HRC НУ HRC НУ HRC НУ HRC НУ HRC НУ HRC НУ HRC НУ
100Х3Г2МТР 47 4663,6 45 4470 45 4308 44,4 4308 44,8 4250 43,6 4105 41,7 3940
70Х3Г2ФТМ 45,1 3679 43,2 3612 44,2 3482 42,9 2926 42,7 3070 39,5 3100 40,1 2960
а)
б)
Рисунок 7. График зависимости твердости (а) и микротвердости (б) стали 100Х3Г2МТР
от температуры отпуска
а)
б)
Рисунок 8. График зависимости твердости (а) и микротвердости (б) стали 70Х3Г2ФТР
от температуры отпуска
Рисунок 9. Микроструктура стали 100Х3Г2МТР после отпуска 500 оС с различной длительностью выдержки, х 360: а) 2 часа; б) 3 часа; в) 4 часа; г) 5 часов; д) 6 часов; е) 7 часов
Рисунок 10. Микроструктура стали 70Х3Г2ФТР после отпуска 500 оС с различной длительностью выдержки, х 360: а) 2 часа; б) 3 часа; в) 4 часа; г) 5 часов; д) 6 часов; е) 7 часов
Рисунок 11. График зависимости твердости НИС и микротвердости НУ от длительности выдержки при отпуске 500 оС для сталей 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР
Рисунок 12. График зависимости твердости НИС и микротвердости НУ от длительности выдержки при отпуске 600 оС для сталей 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР
2. Закалка опытных сталей с температуры 1050 оС в масло привела к образованию структуры, преимущественно состоящей из мартенсита 70% с небольшим содержанием карбидной фазы не более 3% и с достаточным количеством остаточного аустенита 22-27%, что позволяет прогнозировать явление дисперсионного упрочнения при отпуске.
3. Поведение опытных экономнолегированных сталей с увеличением температуры высокого отпуска в интервале 450-650 оС заключается в сохранении мартенситной составляющей до определенного интервала температур, в распаде остаточного аустенита с образованием вязкой трооститной составляющей и в выделении
карбидной составляющей, что сопровождается увеличением твердости и микротвердости при температуре 500 оС.
4. Увеличение времени выдержки при температурах высокого отпуска 500-600 оС позволило определить временные интервалы термической стабилизации опытных сталей: для 100Х3Г2МТР - термическая стабилизация сохраняется до 3 часов при температуре 500 оС, характеризуется образованием структуры троос-тит 80% + карбидная фаза 20%, карбидные включения типа МоС, Т1С,Сг23С6 и ^еСг)3С6, и до 5 часов для 70Х3Г2ФТР при температуре 500 оС, тогда как при температуре отпуска 600 оС термической стабилизации не наблюдается.
28.09.2012
Список литературы:
1. Крылова, С. Е. Разработка оптимального сплава, обеспечивающего длительную, безаварийную работу оборудования в условиях ударно-абразивного износа / С. Е. Крылова, В. А. Москаленко, В. И. Грызунов // Сталь. - 2005. - № 3. -С. 201-210.
2. Гольдштейн, Я. Е. Модифицирование и микролегирование чугуна и стали / Я. Е. Гольдштейн, В. Г. Мизин. - М. : Металлургия, 1986. - 271 с.
3. Геллер, Ю. А. Инструментальные стали / Ю. А. Геллер. - М. : Металлургия, 1983. - 527 с.
Сведения об авторах:
Крылова Светлана Евгеньевна, проректор по информатизации Орского гуманитарно-технологического института (филиала) Оренбургского государственного университета, доцент кафедры материаловедение и технологии металлов Орского гуманитарнотехнологического института (филиала) Оренбургского государственного университета,
кандидат технических наук Фирсова Надежда Вячеславовна, декан механико-технологического факультета Орского гуманитарно-технологического института (филиала) Оренбургского государственного университета, доцент кафедры материаловедение и технологии металлов Орского гуманитарнотехнологического института (филиала) Оренбургского государственного университета,
кандидат технических наук 462403, Оренбургская обл., г. Орск, пр. Мира, 15а, тел.: (3537) 236569; 250104,
е-mail: [email protected]
UDС 669.1, 672.1 Krylova S.E., Firsova N.V.
Orsk Humanitarian Technology Institute, e-mail: [email protected]
EFFECT OF HEAT HARDENING ON THE BEHAVIOR OF THE EXPERIMENTAL STEEL GRADES WITH MICROALLOYING COMPLEX
The structure and properties of the new class of economically alloyed steels tool at various stages of heat treatment. It is shown that for these steels significant impact on the behavior of the operation mode has the final thermal hardening. The temperature-time parameters of the high holidays. A mechanism of dispersion hardening, based on a qualitative and quantitative change in the ratio of the carbide component in the alloy.
Key words: economically steel, precipitation hardening, heat stabilized, carbide hardening
Bibliography:
1. Krylova, S. E. Development of an optimal alloy provides long, trouble-free operation of the equipment in a shock-abrasion / S. E. Krylova, V. A. Moskalenko, V. I. Gryzunov // Steel. - 2005. - № 3. - P. 201-210.
2. Goldschtein, Ya. E. Modifying and microalloying of iron and steel / Ya. E. Goldschtein, V. G. Mizin. - М. : Metallurgy, 1986. -271 p.
3. Geller, Yu. A. Tool steel / Yu. A. Geller. - М. : Metallurgy, 1983. - 527 p.
