CC BY
147
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
УДК 669.14.018.29:621.785.012
©Чейлях Я.А.1, Якушечкина Л.И.2, Никитина А.В.3, Щеглова А.М.4
ВЛИЯНИЕ ЦЕМЕНТАЦИИ (КАРБОНИТРАЦИИ) И РЕЖИМОВ ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА Fe-Cr-Mn СТАЛЕЙ
Исследованы стали на железо-хромо-марганцевой основе различных структурных классов: 30Х2Г6С2Ф - мартенситного, 30Х8Г6С2Ф - аустенитного, 20Х14Г7 и наплавленная 20Х12Г9СТАФ - аустенитно-мартенситного, 08Х22Г6СФ - ферритоаустенитного после цементации, сталь 09Х17Г9СНЛ после карбонитрации и закалки с разных температур. Использовались следующие методы исследования: металлографические, химико-спектральный анализ, измерение твёрдости и микротвёрдости, испытания на ударный изгиб, изнашивание сухим трением (металл по металлу).
Ключевые слова: метастабильные хромо-марганцевые стали, цементация, закалка, механические свойства, износостойкость, деформационное мартенситное превращение.
Чейлях Я.О., Якушечкіна Л.І., Нікітіна Г.В., Щеглова Г.М. Вплив цементації (карбонтрації) та режимів гартування на структуру та властивості Fe-Cr-Mn сталей. Досліджено стали на залізо-хромо-марганцевої основі різних структурних класів: 30Х2Г6С2Ф - мартенситного, 30Х8Г6С2Ф - аустенітного, 20Х14Г7 і наплавлена 20Х12Г9СТАФ - аустенитно-мартенситного, 08Х22Г6СФ - феррито-аустенітного після цементації, сталь 09Х17Г9СНЛ після карбонітрації і гарту з різних температур. Використовувалися такі методи дослідження: металографічні, хіміко-спектральний аналіз, вимірювання твердості і мікротвердості, випробування на ударний вигин, зношування сухим тертям (метал по металу).
Ключові слова: метастабільні хромо-марганцеві стали, цементація, гартування, механічні властивості, деформаційне мартенситне перетворення.
Ya.О. Cheiliakh, L.I. Yakushechkina, G.V. Nikitina, G.M. Shcheglova. Influence of carburizing (carbonitriding) and hardening regimes on structure and properties of Fe-Cr-Mn steels. Steels on Fe-Cr-Mn base various structural classes: steel 30Cr2Mn6Si2V-martensite, steel 30Cr8Mn6Si2V- austenite, 20Cr14Mn7; surfacing 20Cr12Mn9SiTiNV - austenite-martensite, 08Cr22Mn6SiV - ferrite-austenite was investigated after carburizing, steel 09Cr17Mn9SiNi after carbonitriding and quenching from different temperatures. Used Following methods of investigation: optical metallography, chemical and spectral analysis, hardness and micro-hardness measurement, impact test, wear test of dry friction (metal to metal).
Keywords: metastable chromium-manganese steels, carburizing, quenching, mechanical properties, deformation induced martensite transformation.
Постановка проблемы. В последнее время роль инженерии поверхности в формировании износостойкости изделий приобретает всё боле актуальное значение. Решение проблемы повышения износостойкости за счёт химико-термической обработки, в частности цементации (или карбонитрации) специальных сталей, наиболее эффективно за счёт создания метастабиль-
1 аспирант, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
2 канд. техн. наук, доцент, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
3 лаборант лаборатории механических испытаний, ПАО «ММК им. Ильича», г. Мариуполь
4 инженер, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
ных состояний и использования преимуществ фазовых превращений в процессе обработки и, особенно, в процессе изнашивания.
Анализ последних исследований и публикаций. В большинстве известных работ для обеспечения максимальной износостойкости цементованных деталей обычно получают структуру мартенсита закалки и цементита. При этом исключают или ограничивают присутствие остаточного аустенита, который считается вредной составляющей [1]. В работах [2-6] сохраняют некоторое количество остаточного аустенита, считая его присутствие полезным, однако это не связывают с его деформационной метастабильностью. Лишь в немногих работах [7-10] показано использование деформационного мартенситного у^-а' превращения остаточного аустенита при изнашивании (ДМПИ), что дополнительно увеличивает износостойкость. При этом данные об исследовании цементованных специальных сталей и наплавленного металла различных структурных классов весьма ограничены. Между тем, содержание в них повышенного количества карбидообразующих элементов (Cr, V, Ti и др.) обуславливает формирование специальных карбидов и карбидосодержащих структурных комплексов, являющихся весьма эффективным средством повышения износостойкости в сочетании с ДМПИ. Этот вопрос в литературе не освещается, а его изучение представляет научный интерес.
Цель статьи - изучение особенностей формирования структуры науглероженных слоёв Fe-Cr-Mn сталей и наплавленного металла с различным содержанием хрома разных структурных классов для повышения износостойкости.
Изложение основного материала. В качестве материала для исследования выбраны стали на железо-хромо-марганцовистой основе различных структурных классов: 30Х2Г6С2Ф -мартенситного, 30Х8Г6С2Ф - аустенитного, 20Х14Г7 и наплавленная сталь 20Х12Г9СТАФ -аустенитно-мартенситного, 08Х22Г6СФ - феррито-аустенитного.
Из указанных сталей (30Х2Г6С2Ф, 30Х8Г6С2Ф, 20Х14Г7, 08Х22Г6СФ), предварительно кованых на прутки, изготавливались образцы размером 10х10х55 мм. Сталь 09Х17Г9НСЛ исследовалась в литом, а 20Х12Г9СТАФ - в наплавленном состояниях. Припуски отшлифовывались механически на плоскошлифовальном станке. Образцы подвергались цементации (в твёрдом карбюризаторе с добавлением кальцинированной соды) при температуре 970°С в течение 18 часов, охлаждение на воздухе. Литую сталь 09Х17Г9НСЛ подвергали также карбонитрации в среде смеси твердого карбюризатора, соды и желтой кровяной соли K4Fe(CN)6] при температуре 870°С в течение 12 часов. Затем после ХТО проводилась закалка образцов при различных температурах в интервале 850...1150°С, выдержкой 20 мин. и последующим охлаждением в масле, после чего проводился отпуск при 200°С. Для исследования макроструктуры образцы подвергались травлению универсальным реактивом (FeCl3+HNO3+H2O) в течение 1.5 мин., затем промывались водой. Проводился послойный спектральный анализ химического состава с шагом 0,1 мм на вакуумном квантометре «Spectrovac 1000».
Измерение твёрдости осуществлялось на приборе Роквелла по ГОСТ 9012-59. Динамические испытания на изгиб образцов размером 10x10x55 мм с U-образным надрезом проводились на маятниковом копре по ГОСТ 9454-78. Испытания на изнашивание при сухом трении скольжения проводились на машине МИ-1М по схеме колодка (испытуемый образец) ролик (контрольное тело, твёрдостью HRC45). Время изнашивания составляло: частное - между двумя взвешиваниями - 3 мин, общее время изнашивания 21 мин. Взвешивания проводились с точностью до 0,0001 г по ГОСТ 2764-88. Относительную износостойкость вычисляли по формуле:
Am
є =----- , (1)
Am
обр
где Ашэ, Ашобр - потери массы эталона и образца за одинаковое время изнашивания (21 мин.). В качестве эталона использована сталь 45 в отожжённом состоянии с твёрдостью НВ160.
Микроструктура стали 30Х2Г6С2Ф в исходном состоянии состоит из 80% мартенсита и 20% остаточного аустенита. С увеличением содержания хрома до 8% сталь 30Х8Г6С2Ф переходит в аустенитный класс. С увеличением содержания хрома от 14 до 22% сталь переходит из аустенитно-мартенситного класса (стали 20Х14Г7 и 20Х12Г9СТАФ) в аустенитно-ферритный класс (стали 08Х18Г6СФ, 09Х17Г9СНЛ); при содержании хрома ~ 22% - в ферритоаустенитный класс (сталь 08Х22Г6СФ, где содержание феррита 65.80%, а остальное - аусте-
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
нит). Важной особенностью исследованных сталей является метастабильность аустенитной фазы, способной претерпевать у^-а' ДМПИ.
Микроструктура стали 30Х2Г6С2Ф после цементации и закалки с 850°С состоит в поверхностном слое из мартенсита, аустенита и большого количества дисперсных карбидов цементитного типа (FeCr)3C (рис. 1, а). Далее по глубине цементованного слоя количество аустенита увеличивается, а количество карбидов и мартенсита уменьшается. Постепенно микроструктура переходит в исходную, мартенсито-аустенитную с преобладанием мартенсита.
п о
в е р х нос
с е р д ц е в и н а а) б) в)
Рис. 1 - Микроструктура цементованного слоя сталей 30Х2Г6С2Ф (а), 30Х8Г6С2Ф (б), 20Х14Г7 (в) после закалки при температурах 850°С (в) и 950°С (а, б), отпуск при 200°С; х400
С повышением температуры нагрева под закалку протяжённость аустенитной зоны цементованного слоя увеличивается, а количество карбидов уменьшается. Это объясняется растворением карбидов цементитного типа в аустените при нагреве под закалку.
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
Микроструктура поверхностного цементованного слоя стали 30Х8Г6С2Ф состоит из аустенита и множества карбидов, количество которых по глубине цементованного слоя постепенно уменьшается (рис. 1, б). При нагреве под закалку с температуры 1050°С и, особенно, 1150°С их количество заметно уменьшается, т.к. специальные карбиды типа Cr23C6, присутствующие в этой стали, растворяются в аустените при температуре свыше 1000°С.
Сталь 20Х14Г7 относится к аустенитно-мартенситному классу. После цементации и закалки с 850°С микроструктура поверхностного слоя состоит из большого количества карбидов разнообразной формы (рис. 1, в). Карбиды располагаются в аустенитной матрице, и при этом наблюдаются тонкие прямолинейные вытянутые кристаллы длиной 40.. .60 мкм и цепочки частиц карбидов, вероятно Cr7C3. Внутри зёрен аустенита наблюдается большое количество вторичных дисперсных карбидов Cr23C6 преимущественно сферической формы.
Следует заметить, что процесс науглероживания исследованных сталей, хотя и происходит в одинаковых термодинамических условиях (при температуре 970°С), несколько различается условиями фазовых состояний.
Адсорбция и диффузия углерода для сталей 30Х2Г6С2Ф, 30Х8Г6С2Ф, 20Х14Г7 - мартенситно-аустенитного, аустенитного и аустенитно-мартенситного классов протекает в однофазном, чисто аустенитном, состоянии, как это и происходит для многих марок стандартных цементуемых сталей.
В отличие от них, цементация стали 08Х22Г6СФ феррито-аустенитного класса осуществляется в двухфазном феррито-аустенитном состоянии (при температуре 970°С), и это обуславливает различия в формировании структуры их науглероженных слоёв. Аналогичные особенности характерны и для сталей аустенитно-ферритного класса 09Х17Г9СНЛ, 08Х18Г6СФ и др.
Для сталей 30Х2Г6С2Ф, 30Х8Г6С2Ф, 20Х14Г7, 20Х12Г9СТАФ при науглероживании в чисто аустенитном состоянии в поверхностной области цементованного слоя образуется повышенное, выше равновесного, количество карбидов специальных - Cr23C6, Cr7C3 и цементитного типа - (Fe,Cr)3C. Их морфология может быть различна: они образуются в виде цепочек по границам зёрен, пересекают крупные зёрна аустенита подобно двойникам (рис. 1, в). Это может объясняться преимущественным развитием диффузии углерода по границам зёрен по дислокационному механизму, а также по плоскостям двойникования аустенитных зёрен. Множество мелких карбидов, вероятно типа Cr23C6 выделяются внутри зёрен (рис. 2, а).
В структуре цементованного слоя стали 08Х22Г6СФ, насыщающейся в ферритоаустенитном состоянии, карбидные частицы Cr23C6 и Cr7C3 так же располагаются как по границам, так и внутри зёрен (рис. 2, а). Однако частицы карбидов хрома преимущественно сосредотачиваются внутри аустенитных зёрен, а ферритная матрица остаётся практически без карбидных частиц. Это можно объяснить очень низкой растворимостью углерода в феррите, который, вероятно, служит для трансфера атомов углерода к аустенитным зёрнам, где и образуются карбидные частицы. В результате в сталях этого типа формируется дифференцированная структура с преимущественным расположением карбидных частиц внутри аустенитных зёрен. При повышении температуры закалки до 1150°С количество карбидов в поверхностном слое уменьшается за счёт растворения специальных карбидов типа Cr23C6 и Cr7C3 в аустените. При этом микроструктура аустенитно-ферритная с преобладанием аустенита. При температуре 950°С происходит также дробление ферритных зёрен (рис. 2).
Впервые в настоящей работе обнаружена существенная разница в морфологии карбидных частиц насыщенных при ХТО слоёв Fe-Cr-Mn сталей, имеющих разную металлургическую природу и полученных разными технологическими способами. Для кованных и прокатанных сталей характерна микроструктура, рассмотренная выше.
Для литых состояний, например, стали 09Х17Г9СНЛ аустенитно-ферритного класса, имеющих дендритное строение зёрен аустенита и феррита, после карбонитрации и наплавленных сталей 20Х(10.. .12)Г(6...9)СТАФ после цементации, обнаруживается микроструктура эвтектического строения (рис. 3), напоминающая строение белых хромомарганцовистых доэвтектических чугунов [10]. В структуре насыщенного углеродом и азотом слоя обнаруживается скелетообразное разветвлённое расположение карбидов хрома типа Cr23C6 и Cr7C3 в аустенитной или аустенитно-ферритной матрице (рис. 3, а, в), напоминающее строение эвтектических колоний.
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
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. 2 - Микроструктура цементованного слоя стали 08Х22Г6СФ после закалки при температурах: а) 850°С; б) 1050°С; в) 1150°С; отпуск при 200°С; х400
Образование «эвтектических» колоний А(Ф) + Cr23C6 + Cr7C3 можно объяснить встречной диффузией карбидообразующего хрома в направлении, противоположном направлению диффузии углерода, дифференциаций (гетерогенизацией) концентраций в твёрдом у- и а- растворах. Это создаёт условия для формирования хромисто-углеродных или хромисто-углеродноазотистых флуктуаций, последующего зарождения и роста частиц карбидов и карбонитридов. Причём их расположение по границам дендритов аустенита, характерное для литой или наплавленной структуры, в целом, аналогично образованию эвтектических колоний в белых высокохромистых чугунах.
Однако в случае цементации рассматриваемых хромомарганцевых сталей и наплавленного металла целесообразно говорить о псевдоэвтектических колониях, поскольку они образуются в иных термодинамических условиях и по иному механизму в отличие от классической эвтектической кристаллизации чугунов.
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
Следует также заметить, что эвтектические образования обнаруживаются на местах бывших ферритных зёрен неправильной формы, располагавшихся по границам аустенитных зёрен. Можно предположить, что низкая растворимость углерода в феррите и, одновременно, большее сродство к хрому являются факторами, стимулирующими образование карбидных частиц в местах предпочтительного расположения феррита.
п о в е р х н о с т ь
с е р д ц е в и н а
а) б) в)
1
2
3
4
Рис. 3 - Микроструктура нитроцементованного слоя стали 09Х17Г9НСЛ: а) нетравленная структура без термооброботки; б) закалка при 950 °С; х500 в) цементованного слоя наплавленного металла 20Х12Г9СТАФ после закалки при 900 °С; х400
В связи с рассмотренными выше особенностями поверхностного насыщения исследованных сталей с повышенным содержанием хрома представляло интерес определить содержание карбидных частиц в их поверхностных слоях.
Количественный металлографический анализ по глубине науглероженного слоя стали 20Х14Г7 и наплавленного металла марки 20Х12Г9СТАФ показал, что в тонком поверхностном слое толщиной от 0,07 до 0,5 мм содержание карбидных фаз составляет 40...47% (рис. 4). Данные работ [11-14], полученные на нержавеющих сталях с 13% Cr подтверждают правильность наших результатов исследования хромомарганцовистых сталей указанных выше классов. Содержание углерода в этом количестве карбидов хрома соответствует ~2,7...3,0%. С учётом
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
концентрации углерода в аустените 0,9...1,0% можно предположить, что суммарное содержание углерода в насыщенном слое составляет до 3,6%. На глубине 0,45 мм содержание карбидов соответствует ~30%, а на глубине 0,6.. .0,7 мм количество карбидов уменьшается до 10.15%.
Г лубина цементованного слоя, %
а)
Рис. 4 - Распределение содержания карбидов (а,б) и содержания углерода (б) по глубине цементованного слоя стали 20Х14Г7 после закалки при 850°С (а) и наплавленного металла 20Х12Г9СТАФ после закалки при 900°С (б) (см. номера фото на рис. 3, в)
Повышение содержания углерода в цементованых слоях сталей с повышенным содержанием хрома можно объяснить высоким сродством хрома к углероду, снижением активности углерода в аустените под влиянием хрома [4], механизмом внутреннего науглероживания [14].
Аналогичное повышенное содержание углерода за счёт образования большого количества карбидов в цементованных слоях получено и для наплавленного металла 20Х12Г9СТАФ (рис. 4, б), сталей аустенитно-ферритного (08Х18Г6СФ), ферритно-аутенитного (08Х22Г6СФ) классов [15], а также стали 12Х17 ферритного класса, исследованной в работе [16].
Такая технология химико-термической и термической обработок позволяет получать естественный биметалл: на поверхности стальных деталей с составом и микроструктурой высо-кохроммарганцовистых белых чугунов, а в сердцевине - с составом, структурой и свойствами сталей разных структурных классов, указанных выше.
Максимальное значение ударной вязкости KCU = 3,21 Дж/см2 наблюдается после закалки при температуре 1150°С и отпуска 200°С в стали 30Х8Г6С2Ф. Это объясняется равномерным распределением дисперсных карбидов в аустенитной матрице. При этом значение твёрдости HRC34. В стали 30Х2Г6С2Ф наибольшее значение ударной вязкости KCU = 2,65 Дж/см2 соответствует закалке с 950°С (отпуск 200°С). Сталь 20Х14Г7 после закалки с 950°С и отпуска 200°С имеет пониженное значение ударной вязкости KCU = 0,82 Дж/см2 за счёт образования
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
большого количества хрупких карбидов вытянутой формы. В целом, с повышением температуры закалки в выбранном интервале температур ударная вязкость всех исследованных сталей возрастает. Это можно объяснить растворением карбидов и карбонитридов особенно располагавшихся по границам зерен, а также увеличением содержания и степени стабильности аустенита.
Относительная износостойкость исследованных сталей существенно зависит от содержания в них хрома и режима закалки, определяющих формирование микроструктуры науглеро-женного слоя. При невысоком содержании хрома ~2% цементованная сталь 30Х2Г6С2Ф обладает наибольшей износостойкостью после закалки при относительно невысокой температуре 950°С (рис. 5). Микроструктура цементованного слоя состоит из мартенсита, не полностью растворившихся карбидов цементитного типа и остаточного аустенита. В процессе испытаний на изнашивание остаточный аустенит претерпевает у^-а' ДМПИ, которое вызывает сильное поверхностное самоупрочнение и способствует повышению износостойкости.
Износостойкость в условиях трения-скольжения стали 30Х8Г6С2Ф также имеет наибольшее значение после закалки с относительно низкой температуры 850°С (рис. 5), а наплавленного металла 20Х12Г9СТАФ - при 900°С (таблица). Их микроструктура при этом аустенитно-мартенситно-карбидная со специальными карбидами хрома Cr7C3 и Cr23C6 и, как результат, пониженной устойчивостью аустенита к у^-а' ДМПИ. В условиях абразивного и ударноабразивного изнашивания 20Х12Г9СТАФ износостойкость максимальна после закалки при 1100°С, когда образуется аустенитно-карбидная стуктура.
Рис. 5 - Зависимость относительной износостойкости от содержания хрома в Fe-Cr-Mn сталях после цементации и закалки с разных температур
Таблица
Влияние цементации и закалки на механические свойства наплавленного металла 20Х12Г9СТАФ
Режимы термообработки HRC Относительная износостойкость
трение-скольжение абразивная ударно-абразивная
в наплавленном состоянии 33 2,53 1,74 1,5
Цементация (Ц.) без термообработки 30 3,41 1,9 1,79
Ц. + закалка 900 °С 40 4,53 2,1 2,66
Ц. + закалка 1000 °С 38 4,36 2,1 2,4
Ц. + закалка 1100 °С 37 4,26 2,9 3,32
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
С увеличением содержания хрома от ~ 2 до ~ 14% в цементованных исследованных сталях относительная износостойкость возрастает, особенно, после закалки при повышенных температурах 1050...П50°С (см. рис. 5). Это объясняется сохранением специальных карбидов хрома Cr7C3 и Cr23C6 в частично растворенном виде в аустените и возрастанием самоупроч-няющей роли у^-а' ДМПИ в повышении износостойкости.
С увеличением содержания хрома до ~22% износостойкость цементованной стали 08Х22Г6СФ после закалки особенно при повышенных температурах 1050...П50°С возрастает в наибольшей степени с є = 1,5.. .2,3 до є = 6,5.7,4, т.е., практически, в 3.4 раза (рис. 5 и 6). И это происходит, несмотря на присутствие в структуре значительного (до 65%) количества феррита, снижающего обычно износостойкость, как это общепринято считать. Причинами значительного повышения износостойкости можно считать образование множества специальных карбидов хрома, доля которых в поверхностном слое может достигать 47%. Не исключено, что при нагреве под закалку до 1050.1150°С протекает а^-у - превращение, вследствие которого увеличивается содержание метастабильного аустенита, что обуславливает благоприятные условия для реализации у^-а' ДМПИ, вызывающего дополнительное самоупрочнение в процессе изнашивания. В целом, с увеличением температуры закалки с 850°С до 1150°С сталей с 2% хрома износостойкость при сухом трении снижается, а сталей с ~ 14 и ~22% хрома - возрастает (рис. 6).
к р
Режимы термообработки
а)
2,5
0
5
0
сЗ
-------------- X
S з.850+о.200
а з.950+о.200 В з.1050+о.200
О
S з.1150+о.200 £
— о
о
о
г з.850+о.200 В з.950+о.200 Ш 3.1050+О.200 S3.1150+О.200
Рис. 6 - Влияние температуры закалки на относительную износостойкость при сухом трении металл по металлу цементованных сталей 30Х2Г6С2Ф (а) и 08Х22Г6СФ (б)
Выводы
1. С увеличением содержания хрома в цементованных Fe-Cr-Mn сталях с ~2 до 22% при каждой из температур закалки (особенно 1050-1150°С) возрастает относительная износостойкость, особенно интенсивно при содержании ~22% Cr после закалки при повышеных температурах 1050. 1150°С.
2. Наиболее высокая износостойкость при трении-скольжения каждой из цементованных сталей достигается при разных температурах закалки: для 30Х2Г6С2Ф, 30Х8Г6С2Ф и 20Х12Г9САФ - 850.950°С; для сталей 20Х14Г7 и 08Х22Г6СФ - 1150°С; для 20Х12Г9САФ абразивная и ударно-абразивная износостойкость - 1100°С.
3. Обнаружены морфологические особенности строения науглероженного слоя высокохромомарганцевых сталей в зависимости от технологических условий их получения: для кованных и катаных сталей - это расположение карбидов хрома по границам зёрен и внутри зёрен, в том числе по плоскостям двойникования; для литых и наплавленных состояний - это образование псевдоэвтектических колоний А(Ф) + Cr7C3 + Cr23C6.
4. Цементация (карбонитрация) хромомарганцевых сталей (кованных, литых и наплавленных) позволяет создавать в поверхностном слое метастабильные фазово-структурные модификации с повышенным содержанием карбидов Cr23C6 и Cr7C3 и карбонитридов (до 47%), соответствующие структуре белых высокохромистых чугунов и метастабильного аустенита, претерпевающего у^-а' ДМПИ, что обеспечивает значительное повышение износостойкости.
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
Список использованнных источников:
1. Ассонов А.Д. Химико-термическая обработка зубчатых колес / А.Д. Ассонов // Современная технология термической обработки деталей машин / МДНТП. - М., 1968. - Сб. 1. -С. 75-92.
2. Геллер А.Л. Цементуемые стали для деталей горных машин // Технология и организация производства. 1973. - № 3. - С. 46-49.
3. Siepak J. The influence of contact stress on the wear of a carburized steel case with a high content of retained austenite // Wear. - 1982. - 80. - № 3. - p. 301-305.
4. Смирнов М.А. Основы термической обработки стали: учебное пособие. / М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, Л.Г. Журавлев. - М. : «Наука и технологии», 2002. - 519 с.
5. Mayer G. Effects of nickel on the properties of carburised steels. / G. Mayer, P. Munro // Met. And Metal Form. - 1973. - v. 40, № 6. - p. 170-176.
6. Chu D.L., Yao M. Effect of retained austenite on rolling fatigue durability of carburised and car-bonitrided steels. / D.L. Chu, M. Yao // Proc. Int. Symp. Gear. and Power Transm., Tokyo. -1981. - Vol1. - p. 435-439.
7. Малинов Л.С. Влияние цементации и последующей термообработки на структуру, фазовый состав и абразивную стойкость Fe-Cr-Mn-сталей / Л.С. Малинов, А.П. Чейлях, Е.Л. Малинова // Изв. АН СССР. Металлы. - 1991. - № 1. - С. 120-123.
8. Малинов Л.С. Повышение абразивной износостойкости цементированных сталей 18ХГТ и 12ХНЗА за счет получения метастабильного аустенита. / Л.С. Малинов, Е.Л. Малинова, Е.Я. Харланова // Изв. РАН. Металлы. - 1993. - № 2. - С. 108-111.
9. Малинов Л.С. Повышение свойств цементированных сталей за счет реализации эффекта самозакалки при нагружении, регулирования количества и стабильности аустенита применительно к конкретным условиям // Металл и литье Украины. - 2002. - № 9-10. - С. 10-13.
10. Чейлях А.П. Экономнолегированные метастабильные сплавы и упрочняющие технологии. -Мариуполь: ПГТУ, 2009. - 483 с.
11. Шербединский Г.В. Влияние диффузионного перераспределения хрома на износостойкость цементованной стали 3Х13 / Г.В. Шербединский, А.И. Шумаков, С.В. Земский, В.М. Переверзев // МиТОМ. - 1977. - №1. - С. 60-64.
12. Попов В.С. Повышение однородности науглероживания высокохромистых сталей / В.С. Попов, Н.Н. Брыков, М.И. Андрущенко, И.В. Брындин // Изв. ВУЗов. Чер. металлургия. - 1990. - № 4. - С. 71-73.
13. Ляхович Л.С. Цементация стали 2Х13 в твердом карбюризаторе. / Л.С. Ляхович, Э.П. Пучков, Ф.Я. Прецкайло // МиТОМ. - 1977. - № 2. - С. 52-53.
14. Шмыков А.А. Термодинамика и кинетика процессов взаимодействия контролируемых атмосфер с поверхностью стали. / А.А. Шмыков, В.Г. Хорошайлов, Е.Л. Гюлиханданов - М. : Металлургия. - 1991. - 160 с.
15. Чейлях Я.А. Влияние легирующих элементов и термообработки на микроструктуру, метастабильность и свойства науглероженных слоев Fe-Cr-Mn сталей. / Я.А. Чейлях, В.В. Чига-рев, И.М. Олейник // Вісник Приазовського державного технічного університету. Сер. : технічні науки : зб. наук. праць. - Маріуполь, ПДТУ, 2010, вип. 20. - С. 120-124.
16. Чейлях А.П. Поверхностное упрочнение сталей ферритного и мартенситного классов созданием метастабильных состояний методами цементации и термообработки. / А.П. Чейлях, Я.А. Чейлях // Металлургия машиностроения, 2008. - № 1. - С. 34-38.
Bibliography:
1. Assonov A.D. Thermo-chemical treatment of gears / A.D. Assonov // The modern technology of heat treatment of machine parts / MDNTP. - M., 1968. - Sat A. - Р. 75-92. (Rus.)
2. Geller A.L. Carburized steel parts for mining machines // Technology and Production. In 1973. -№ 3. - Р. 46-49. (Rus.)
3. Siepak J. The influence of contact stress on the wear of a carburized steel case with a high content of retained austenite // Wear. - 1982. - 80, № 3. - Р. 301-305.
4. Smirnov M.A. Fundamentals of heat treatment of steel : a tutorial. / M.A. Smirnov, V.M. Schastlivtsev, L.G. Zhuravlev. - M. : «Science and Technology», 2002. - 519 p. (Rus.)
5. Mayer G. Effects of nickel on the properties of carburised steels. / G. Mayer, P. Munro // Met.
ВІСНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХНІЧНОГО УНІВЕРСИТЕТУ 2012р. Серія: Технічні науки Вип. 24
ISSN 2225-6733
And Metal Form. - 1973. - v. 40, № 6. - Р. 170-176.
6. Chu D.L., Yao M. Effect of retained austenite on rolling fatigue durability of carburised and car-bonitrided steels. / D.L. Chu, M. Yao // Proc. Int. Symp. Gear. and Power Transm., Tokyo. -1981. - Voll. - Р. 435-439.
7. Malinov L.S. Effect of carburizing and subsequent heat treatment on structure, phase composition and abrasion Fe-Cr-Mn-steels / L.S. Malinov, A.P. Cheiliah, E.L. Malinova // Math. USSR Academy of Sciences. Metals. - 1991. - № 1. - Р. 120-123. (Rus.)
8. Malinov L.S. Increasing the abrasive wear resistance of carburized steels and 18HGT 12HN3A by obtaining metastable austenite. / L.S. Malinov, E.L. Malinova, E.Y. Kharlanova // Math. Academy of Sciences. Metals. - 1993. - № 2. - Р. 108-111. (Rus.)
9. Malinov L.S. Improving the properties of hardened steels due to the effect of self-quenching during loading, controlling the amount and stability of austenite but also as applied to specific conditions // Metal and Casting in the Ukraine. - 2002. - № 9-10. - Р. 10-13. (Rus.)
10. Cheiliah A.P. Economical alloyed metastable alloys and hardening technology. - Mariupol : PSTU, 2009. - 483 p. (Rus.)
11. Sherbedinsky G.V. Effect of diffusion redistribution of chromium on the wear resistance of carburized steel 3H13 / G.V. Sherbedinsky, A.I. Shumakov, S.V. Zemsky, V.M. Pereverzev // MiTOM. - 1977. - № 1. - Р. 60-64. (Rus.)
12. Popov V.S. Increased uniformity carburizing high-chromium steels / V.S. Popov, N.N. Brykov, M.I. Andrushchenko, I.V. Bryndin // Math. Universities. Ferrous Metallurgy. - 1990. - № 4. -Р. 71-73. (Rus.)
13. Lyakhovich L.S. Carburizing of steel 2H13 in the solid carburizer. / L.S. Lyakhovich, E.P. Puchkov, F.J. Pretskaylo // MiTOM. - 1977. - № 2. - Р. 52-53. (Rus.)
14. Shmykov A.A. Thermodynamics and kinetics of the interaction of controlled atmospheres with the surface of steel. / A.A. Shmykov, V.G. Khoroshaylov, E.L. Gyulihandanov. - Moscow : Metallurgy. - 1991. - 160 p. (Rus.)
15. Cheiliakh Y.A. The influence of alloying components and heat treatment on microstructure, metastability and properties of carburized layers of Fe-Cr-Mn steels. / Y.A. Cheiliakh, V.V. Chiga-rev, I.M. Oleynik // Math. of Pryazovskyi State Technical University: techn. Sciences: math. of science works. - Mariupol, PSTU, 2010, vol. 20. - Р. 120-124. (Rus.)
16. Cheiliah A.P. Surface hardening of steels ferrite and martensite classes by creation of metastable states of methods of carburizing and heat treatment. / A.P. Cheiliah, Y.A. Cheiliah // Metallurgy of Machine Building, 2008. - № 1. - Р. 34-38. (Rus.)
Рецензент: А.М. Скребцов
д-р техн. наук, проф. ГВУЗ «ПГТУ» Статья поступила 12.03.2012
УДК 669.018:620.178.167.001.5
©Малинов В.Л.*
ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ МАРГАНЦЕВОГО И ХРОМОМАРГАНЦЕВОГО НАПЛАВЛЕННОГО МЕТАЛЛА ЦЕМЕНТАЦИЕЙ
В работе обобщены результаты исследований износостойкости марганцевого и хромомарганцевого наплавленного металла после цементации. Показано, что для повышения износостойкости в структуре необходимо получать наряду с карбидами и мартенситом метастабильный аустенит. Его количество и стабильность по отношению к динамическому деформационному мартенситному превращению (ДДМП) необходимо регулировать с учетом конкретных условий эксплуатации. Ключевые слова: цементация, наплавленный металл, мартенсит, метастабильный аустенит, карбиды, износостойкость.
канд. техн. наук, доцент ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
