Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Обзор литературы 9
1.1. Износ и износостойкость материалов 9
1.2. Механизм и основные закономерности абразивного изнашивания 13
1.3. Выбор износостойких материалов для работы в условиях абразивного и ударно-абразивного изнашивания 16
1.4. Особенности фазовых превращений при охлаждении и деформировании в сплавах Fe-Mn-C и Fe-Cr-C 19
1.5. Влияние химического состава и термической обработки на свойства высокохромистых сплавов 26
1.6. Постановка задачи исследования 30
ГЛАВА 2. Материал и методика исследования 32
2.1. Материал исследования и его обработка 32
2.2. Методика исследования 34
2.2.1. Исследование фазовых превращений 34
2.2.2. Структурные исследования 35
2.3. Механические испытания 37
ГЛАВА 3. Износоустойчивость высокоуглеродистых низко-и средне легированных сплавов 40
3.1. Предварительные исследования 40
3.2. Фазовые превращения 46
3.3. Износоустойчивость закалённых сплавов 65
3.4. О зависимости износоустойчивости отпущенной стали от её твёрдости при трении об абразивную поверхность 73
ГЛАВА 4. Структура и свойства литых хромованадиевых сплавов, закалённых на максимальную твёрдость 79
4.1. Структура и свойства литых хромованадиевых сплавов 79
4.2. Фазовые превращения в хромованадиевых сплавах 84
4.2.1. Влияние состава сплавов на критические точки и температуру Ms... 84
4.2.2. Влияние химического состава и температуры аустенйтизации на структуру и свойства хромованадиевых сплавов 85
4.2.3. Влияние углерода и хрома на мартенситное превращение 91
4.3. Расчёт зависимости твёрдости хромованадиевых сплавов от температуры нагрева под закалку 94
4.4. Износостойкость хромованадиевых сплавов при изнашивании абразивными частицами различной степени закреплённости 97
4.5. Влияние условий кристаллизации и модифицирования церием на структуру и износоустойчивость высоколегированных высокоуглеродистых сплавов 102
4.6. Технология изготовления и промышленное опробование износостойких деталей из хромованадиевых сплавов 109
ГЛАВА 5. Исследование структуры, фазового состава и свойств литых хромованадиевых сплавов, обработанных на вторичную твердость 113
5,1 Исследование явления вторичной закалки в высокоуглеродистых хромованадиевых сплавах 113
5.2. Исследование структуры, фазового состава и разупрочнения хромованадиевых сплавов, обработанных на вторичную твердость 127
5.2.1 Структура и теплостойкость сплавов после обработки на вторичную твердость 127
5.2.2. Разупрочнение хромованадиевых сплавов при длительных нагревах 132
5.3. Износостойкость хромованадиевых сплавов, обработанных на вторичную твёрдость 141
Выводы 144
Основные выводы 146
Литература 148
Приложение 161
- Механизм и основные закономерности абразивного изнашивания
- Исследование фазовых превращений
- Износоустойчивость закалённых сплавов
- Фазовые превращения в хромованадиевых сплавах
Введение к работе
Актуальность работы. Повышение срока службы быстроизнашивающихся деталей машин является одной из главных задач современного машиностроения. Из известных в настоящее время видов износа наиболее разрушительным считается абразивный износ. Ему подвержены многие детали машин металлургической, энергетической, строительной, горнорудной, угольной и других отраслей промышленности, связанных с переработкой и транспортировкой высокоабразивного сырья.
В условиях интенсивного абразивного износа срок службы отдельных узлов оборудования составляет всего несколько часов, а ремонт и замена изношенных деталей машин требуют больших затрат труда, средств и времени.
За последние годы в результате многочисленных исследований Хрущова М.М., Бабичева М.А., Кащеева В.В., Савицкого К.В., Коршунова Л.Г., Филиппова М.А. и других авторов получены ценные данные, раскрывающие общие закономерности абразивного изнашивания. Разработано большое количество специальных сталей и сплавов для разнообразных условий нагружения.
Тем не менее, некоторые вопросы остаются невыясненными до конца и не получили теоретической и экспериментальной разработки. Например, недостаточно исследован вопрос о влиянии состава и структуры высокоуглеродистых сплавов на износоустойчивость при различном абразивном воздействии в зависимости от метода выплавки, скорости охлаждения при кристаллизации и последующей термической обработки. Практически отсутствуют данные по износу высокоуглеродистых высоколегированных сплавов абразивными частицами различной степени закреплённости. Не достаточно полно изучены их теплостойкость, кинетика разупрочнения при длительных нагревах и износостойкость, что не позволяет обоснованно выбрать оптимальные составы и режимы термической обработки сплавов для изготовления инструмента, и деталей, подвергающихся воздействию абразивных частиц различной степени закреплённости.
Цель работы. Изучить основные закономерности структурных изменений в высокоуглеродистых и высоколегированных сплавах при тепловых обработках, оптимизировать составы и определить рациональные режимы их термической обработки, обеспечивающие высокую абразивную износостойкость. В связи с этим в работе были поставлены следующие задачи:
– изучить закономерности формирования структуры и свойств литых высокоуглеродистых сплавов с различным содержанием углерода, марганца, хрома и ванадия с целью оптимизации состава и режимов термической обработки;
– исследовать особенности процессов в хромованадиевых сплавов, протекающих при отпуске, и последующих высокотемпературных (500…600 С) длительных нагревах;
– определить возможность дополнительного повышения абразивной износостойкости хромованадиевых сплавов изменением условий кристаллизации и модифицированием церием;
– оценить особенности поведения термически обработанных сплавов в условиях изнашивания абразивным частицами различной степени закреплённости.
Научная новизна. Изучены основные закономерности формирования структуры и свойств высокоуглеродистых сплавов в зависимости от их химического состава и режимов термической обработки.
Показано влияние температуры закалки и последующего отпуска на фазовые превращения, механические свойства и износостойкость при абразивном изнашивании высокоуглеродистых сплавов.
Изучена стабильность структурного состояния и кинетика разупрочнения высокохромистых сплавов при длительных высокотемпературных нагревах.
Предложена методика и осуществлено прогнозирование изменения фазового состава и твёрдости исследованных сплавов в зависимости от температуры нагрева под закалку.
Исследована износостойкость хромованадиевых сплавов в условиях изнашивания частицами различной степени закреплённости и установлена зависимость износостойкости от структуры сплава и характера изнашивающей среды.
Получены новые данные о влиянии условий кристаллизации и модифицировании церием на структуру и износостойкость исследованных сплавов при абразивном изнашивании.
Впервые установлено, что в хромованадиевых сплавах при охлаждении после высокого отпуска наряду с мартенситным имеет место бейнитное превращение.
Практическая ценность и реализация работы в промышленности. Обоснована и показана возможность эффективного использования изученных сплавов для изготовления деталей, подвергающихся абразивному изнашиванию.
Получены результаты, расширяющие существующие представления о закономерностях влияния стабильности аустенита в высокоуглеродистых высоколегированных сплавах на механические свойства и износостойкость.
Предложен состав высокоуглеродистого хромованадиевого сплава для отливок пресс-форм и режим термической обработки, обеспечивающие в промышленных условиях повышение износостойкости инструмента при прессовании металлокерамики.
Основные результаты, выносимые на защиту.
1. Результаты исследования фазовых превращений в сплавах с двумя процентами углерода различной легированности, оценка их твёрдости и износоустойчивости.
2. Закономерности формирования структуры, твёрдости и износоустойчивости литых высокоуглеродистых сплавов с 14% и 20% хрома и 3% ванадия, закалённых на максимальную твёрдость.
3. Результаты исследования структуры, твёрдости, теплостойкости и износоустойчивости литых хромованадиевых сплавов, обработанных на вторичную твёрдость.
Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены: на 56–58 научно-технических конференциях Южно-Уральского государственного университета (Челябинск, 2004–2006 гг.), международной конференции «Современные проблемы электрометаллургии» (Челябинск, 2003 г.), XXIV Российской школе по проблемам науки и технологий (Миасс, 2006 г.), международной научно-практической конференции «Снежинск и наука» (Снежинск, 2006 г.).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 9 печатных работ.
Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав и общих выводов и содержит 161 страницу машинописного текста, 69 рисунков, 18 таблиц и список литературы из 136 наименований.
Механизм и основные закономерности абразивного изнашивания
Изнашивание (по ГОСТ 23002-78) - это процесс постепенного изменения размеров тела при трении, проявляющийся в отделении от поверхности трения материала и (или) в его остаточной деформации. Под износом понимают результат изнашивания, оцениваемый по уменьшению массы, размеров детали или по другим признакам. Многообразие условий работы различных деталей обусловливает существование различных видов износа [30,31,32]. Рассмотрим подробнее абразивный износ, значительно влияющий на долговечность инструмента и деталей машин.
К числу основных факторов, определяющих механизм и интенсивность абразивного изнашивания деталей, относятся: механические свойства материала и его структура, размер и геометрия абразивных частиц, соотношение твердостей абразива и материала, внешнее силовое воздействие и т. д. Многофакторность абразивного изнашивания усложняет изучение его закономерностей и затрудняет возможность моделирования на лабораторных установках. В настоящий момент отсутствует единый основной критерий абразивной износостойкости который можно было бы использовать при прогнозировании износостойкости инструмента и деталей машин из новых материалов.
Большой вклад в изучение механизма абразивного изнашивания и его закономерностей внесли систематические исследования М.М. Хрущова и М.А. Бабичева. В работах [31, 33] показано, что процесс абразивного изнашивания заключается в удалении материала с изнашиваемой поверхности либо в виде очень мелкой стружки, либо фрагментов «предразрушенного» материала, выдавленного предварительно по сторонам пластически деформированного участка, либо в виде дисперсных кусочков, хрупко отделяющихся при однократ ном или многократном воздействии. По мнению авторов [34, 35] основными механизмами абразивного изнашивания являются микрорезание и усталостное разрушение.
Авторы работ [36, 37] полагают, что в условиях многочисленных ударов абразивных частиц изнашивание определяется усталостными процессами.В работах [38, 39, 40] отмечается, что доминирующими процессами при абразивном износе являются микрорезание и «пропахивание», при которых имеет место большая пластическая деформация поверхностного слоя.
Автор работы [41] считает, что при абразивном износе механизм износа определяется процессами микропластической деформации и срезания металла в поверхностных слоях.Таким образом, приведённый выше краткий обзор работ по исследованию механизмов абразивного изнашивания показал, что большинство авторов выделяют два процесса, которые играют ведущую роль при абразивном износе: микрорежущее действие абразивных частиц и усталостные процессы, развитие которых происходит в условиях многократного пластического деформирования. Однако против ведущей роли усталостных процессов в абразивном изнашивании есть возражения. Как известно, абразивное изнашивание деталей сопровождается съёмом микрослоёв после каждого цикла взаимодействия металла с абразивными частицами и для следующего цикла взаимодействия абразивом подготовляется обновленный поверхностный слой металла. В этих условиях зарождение поверхностной трещины и её длительное развитие не может проявиться. Поэтому наиболее достоверными являются выводы о ведущем механизме абразивного изнашивания - микрорезании.
Изучению основных закономерностей абразивного износа посвящено большое количество работ, выполненных М.М.Хрущовым и М.А.Бабичевым [31-33,42-44], Основные выводы этих работ сводятся к следующему.1. Для технически чистых металлов в отожжённом состоянии и для отожжённых сталей справедлива прямая пропорциональная зависимость относи тельной износостойкости от твёрдости (по Виккерсу), определённой до испытания на изнашивание. Для термически обработанных конструкционных сталей (закалка и отпуск) справедлива линейная зависимость относительной износостойкости от твёрдости.2. При установившемся режиме изнашивания линейный износ прямо пропорционален давлению и пути трения.3. Для сплавов, наклёпанных путём пластической деформации, относительная износостойкость не зависит от твёрдости, приобретеиной в результате наклёпа, если абразив имеет значительно более высокую твёрдость, чем изнашиваемый материал, поскольку в процессе абразивного изнашивания испытуемый материал наклёпывается до очень высокой степени, больше, чем при любом предварительном наклёпе.4. Интенсивность изнашивания повышается прямо пропорционально размеру абразивных частиц до определённого его значения, а затем от него не зависит.
Вышеприведённые выводы справедливы, если твердость абразива (На) намного больше твёрдости изнашиваемого материала (Нм).5. Относительный износ заметно зависит от соотношения твердостей абразива и металла. При На (0,7...1,0) Нм абразивный износ практически отсутствует (хотя могут проявиться другие виды износа). Если На (1,3...1,7) Нм то износ не зависит от твёрдости абразива. Для промежуточных значений износ линейно увеличивается с ростом твёрдости абразива.6. Износостойкость материала зависит не только от соотношения твердостей абразива и металла, но и от природы абразива, его прочности, формы, размера частиц и остроты рёбер.7. Существенное влияние на износ может оказать взаимодействие абразивных частиц и изнашиваемого материала; дробление частиц, шаржирование частицами или продуктами их дробления поверхности изнашиваемого металла и т.д.
Исследование фазовых превращений
Дилатометрические определения температур фазовых превращений при нагреве и охлаждении сплавов выполнены на дилатометре Шевенара, Скороств нагрева составляла 5С/с. Скорость охлаждения варьировалась от 0,4 до 15С. Для изучения процессов распада переохлажденного аустенита хромованадие-вых сплавов в изотермических условиях и исследования кинетики мартенсит-ного превращения при закалке и отпуске сплавов использовали магнитометр Д.С.Штейнберга с напряжённостью поля 4-Ю3 А/м. В каждом варианте исследовали по 3 образца диаметром 3 мм, длиной 40 мм. Образцы приваривали методом точной сварки к немагнитной державке и аустенитизировали при температуре до 950С в раскисленной соляной ванне, а при более высоких температурах - в трубчатой электрической печи. Для того, чтобы избежать обезуглероживания при аустенитизации в печи образцы нагревали в кварцевых трубках с чугунной стружкой, либо в среде аргона. Затем образцві охлаждали в соляной ванне до температуры исследования и переносили в печь магнитометра, нагретую на ту же температуру, для измерения намагниченности.
При изучении кинетики распада переохлаждённого аустенита в качестве эталона использовали образец того же состава, что и исследуемый, подвергнутый длительной изотермической выдержке в течение 5...6 часов при соответствующей температуре изотермы. При построении диаграмм изотермического распада переохлаждённого аустенита за начало превращения принимали время, соответствующее образованию 2% продуктов распада у-фазы. Погрешность магнитометрического метода не превышала 2% при определении времени начала распада и полноты превращения. При изучении кинетики мартенситного превращения эталоном служил образец, охлаждённый после аустенитизации до температуры жидкого азота.
Для изучения процессов, происходящих при нагреве закаленных хромо-ванадиевых сплавов, использовался метод "кажущейся" теплоёмкости, которая определялась в адиабатическом калориметре с непрерывным вводом тепла. Конструкция калориметра аналогична описанной в работе [86]. Метод заключался в измерении "кажущейся" теплоёмкости закаленного образца СР и теплоёмкости отожженного образца Ср и сравнении полученных кривых. Образцы имели форму цилиндра диаметром 23,1 мм, высотой 30 мм, в центре которых высверлен канал диаметром 10 мм на глубину 18 мм. Установка позволяла производить нагрев образцов в вакууме.
Металлографический анализ. Изучение и фотографирование микроструктур сплавов проводили на оптическом микроскопе «Неофот-2» и растровом электроном микроскопе «Tesla BS-301». Шлифы готовили путём механической и электролитической полировки. Структуру сплавов выявляли травлением 4%-ным раствором азотной кислоты в этиловом спирте, реактивом Мураками и реактивом, содержащим 2 г медного купороса, 20 мл соляной кислоты и 20 мл воды.
Объёмную доля карбидной составляющей структуры определяли методом секущих [87]. При подсчёте объёмной доли карбидной фазы для каждого сплава проводили не менее 100 секущих. Средний размер карбидной частиц также определяли методом секущих. Для каждого сплава измеряли не менее 1000 отрезков и определяли их среднее арифметическое (X), среднеквадрати-ческое отклонение (S), коэффициент вариации (V).
Карбидный анализ. Качественный и количественный анализ хромована-диевых сплавов осуществляли по методике [88] путём изолирования осадка в специально подобранном электролите (75 г/л КС1, 50 мл/л НС1, 2 г/л тиомоче-вины) при плотности тока 0,03 А/см2, при температуре 18С, в течение 30 мин.
Количественное определение содержания легирующих элементов в осадке производили обычным методом аналитической химии.
Рентгеноструктурные исследования. С карбидных осадков, полученных вышеуказанным способом, снимались рентгенограммы в камерах РКД (излучение - Сг). Распшфровку рентгенограмм проводили по методике, предложенной в работе [89].
Фазовый состав сплавов изучали на дифрактометре ДРОН - 2,5 в излучении железного анода.
Количество остаточного аустенита определяли по соотношению интегральных интенсивностей интерференционных линий (111)« аустенита и (110)„ мартенсита, на которые не накладывались линии других фаз. Для расчёта количества остаточного аустенита применяли формулу:где Sa и Sy - интенсивность линий мартенсита и аустенита.
Электрониомикрокопические исследования. Изучение тонкой структуры сплавов проводили на электронном микроскопе «Tesla DS-540 » методом реплик. Исследовали углеродные реплики с протравленных микрошлифов. С целью уточнения типов карбидных фаз, присутствующих в сплаве после соответствующих обработок, были дополнительно изучены титановые реплики, полученные с изломов исследованных образцов.
Микрорентгеноспектральные исследования. Распределение элементов между карбидами и металлической основной, а также химический состав структурных составляющих изучали на установке «MS-46» фирмы «Сашеса» согласно методике, изложенной в работе [90]. Рентгеноспектральний микроанализ позволяет проводить исследования непосредственно на шлифе при выборе участка образца под оптическим микроскопом при увеличении х400. Картину распределения элементов получали с помощью растровых изображений в поглощённых электронах и характеристическом излучении исследуемого элемента. Анализ образцов проводили при ускоряющем напряжении 20 кВ. Изображение в поглощенных электронах получали при токе зонда 20 нА, что обеспечило высокую локальность (1...2 мкм) и чёткость снимков. Относительная точность количественных определений составляла 5%. Полный количественный анализ проводили с введением поправок на поглощение, атомный номер и флюоресценцию с использованием программ расчёта концентраций на компьютере.
Определение механических свойств. В качестве показателей механических свойств для исследованных сплавов были выбраны предел прочности при изгибе и стрела прогиба. Испытания осуществляли согласно ГОСТ 24804-81 на образцах диаметром 10 мм, длиной 120 мм при расстоянии между опорами 100 мм. Образцы вытачивались на токарном станке, а затем доводили шлифовкой до требуемого диаметра. Испытания на изгиб проводили на машине УМЭ-10Т, После каждой обработки испытывали не менее 3 образцов.
Твёрдость образцов в литом и термически обработанном состояниях измеряли алмазным конусом на приборе ТК-2 (шкала С) и на алмазной пирамидкой по Виккерсу. На каждом образце делали 7...10 измерений, результаты которых усредняли. Для каждого состава сплава и режима термообработки измеряли не менее 3 образцов.
Микротвёрдость структурных составляющих измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,196 и 0,49 Н. Для оценки микротвёрдости металлической основы и карбидной фазы сплавов, обработанных на максимальную твёрдость, в каждом случае проводили не менее 100 замеров, затем определяли их средние арифметические значения (X), среднее квадратическое отклонение (S), доверительный интервал (а). Изучение процессов разупрочнения сплавов при длительных нагревах производили путём замера микротвёрдости металлической
Износоустойчивость закалённых сплавов
Влияние температуры нагрева образцов под закалку на твёрдость и износоустойчивость представлено на рис. 3.21...3.24. Сначала рассмотрим общую картину, а затем проведём более детальный анализ полученных результатов. Твёрдость низко- и среднелегированных сплавов снижается, а твёрдость сплава 200X12МЛ переходит через максимум. Износоустойчивость сплавов в зависимости от температуры закалки изменяется по кривой с максимумом. Намагниченность всех исследованных сплавов снижается с повышением температуры нагрева под закалку. Рассмотрим подробнее изменение твёрдости. Для промышленных высокоуглеродистых заэвтектоидных и ледебуритных сталей типично изменение твёрдости по кривой с максимумом в зависимости от температуры нагрева под закалку. Это обусловлено увеличением содержания углерода в аустените по мере растворения карбидов. Сначала твёрдость стали возрастает, так как повышается твёрдость мартенсита, а количество остаточного ау-стенита мало. Начиная с температуры закалки, при которой точка конца мар-тенситного превращения Mf опускается ниже комнатной температуры, количе ство остаточного аустенита быстро возрастает и твёрдость стали снижается несмотря на то, что твёрдость мартенсита продолжает повышаться. В настоящей работе это наблюдалось на сплаве 200Х12МЛ. Отсутствие максимума твёрдости на кривых HV(t,ai;) для сплавов 215Г2Л, 200Х2М2Л, 200Х4М2ГЛ объясняется, по-видимому, тем, что наиболее низкая температура нагрева под закалку, равная 860 С, оказалась высокой для перечисленных сплавов. Действительно, в литературе приводятся данные [23], показывающие, что с повышением содержания углерода в стали с 12% хрома температура закалки, соответствующая максимуму твёрдости, снижается. Напомним, что температура верхней границы интервала Асі для исследуемых сплавов, для которых не наблюдаются максимумы твёрдости, находится в пределах 760...790 С.
Таким образом, снижение твёрдости с повышением температуры нагрева исследуемых сплавов под закалку в конечном счёте обусловлено увеличением количества остаточного аустенита. Это можно видеть, наблюдая микроструктуру сплава 215Г2Л (рис, 3.25). После закалки от 980 С получается аустенито-карбидная структура. Быстрое снижение твёрдости этого сплава с повышением температуры аустенитизации заканчивается после закалки от 980 (см, рис. 3.21). При дальнейшем повышении температуры закалки сохраняется аустени-то-карбидная структура так как сплав является ледебуритным. Существенное снижение твёрдости сплавов 200Х2М2Л и 200Х4М2ГЛ продолжается до температуры аустенитизации 1100 С (более высокие температуры не были опробованы), а аустенито-карбидная структура без мартенсита получается при более низких температурах - около 1040 С,
С вышеописанным соотношением изменений твёрдости и структуры сталей, закалённых от различных температур, должны согласовываться и изменения намагниченности. Наилучшим образом это наблюдается на сплавах 200Х2М2Л и 200Х4М2ГЛ (рис. 3.8 и 3.13, а также 3.22 и 3.23). Получению ау-стенито-карбидной структуры соответствует снижение намагниченности почти до нуля. На сплаве с высоким содержанием хрома 200Х12МЛ также наблюдали полное соответствие изменений твёрдости (рис. 3.24), структуры (рис. 3.20) и намагниченности (рис. 3.19).
Износоустойчивость всех исследованных сплавов экстремально зависит от температуры нагрева под закалку (рис. 3.21...3.24). При этом только на сплаве 200Х12МЛ максимумы твёрдости и износоустойчивости наблюдали при одной и той же температуре закалки (рис. 3.24) [96]. Заметим, что на близкой по химическому составу стали Х12М, содержащей 1,45...1,65% углерода, минимум износа получен после закалки от 1200 С, что на 150 D выше температуры закалки [95], соответствующей наибольшей твёрдости. Необходимо отметить, что методика испытаний на абразивное изнашивание в цитированном исследовании имитировала условия работы штампов для прессования огнеупорных изделий, то есть коренным образом отличалась от принятой в настоящей работе.
Максимумам износоустойчивости остальных исследованных сплавов -215Г2Л, 200Х2М2Л, 200Х12МЛ - соответствуют нисходящие ветви зависимостей твёрдости от температуры закалки. Это означает, что наибольшая износоустойчивость этих сплавов достигается при наличии в структуре сплава определённого количества остаточного аустенита. Рассмотренная выше связь зависимостей твёрдости и износоустойчивости от температуры нагрева под закалку позволяет построить зависимость износоустойчивости от твёрдости (рис. 3.26). Следует ещё раз подчеркнуть, что наибольшая износоустойчивость сплавов 215Г2Л, 200Х2М2Л и 200Х4М2ГЛ не связана с наивысшей твёрдостью. Заметим также, что экстремальный характер зависимости К (HV) наблюдался ыа сплавах, для которых не был обнаружен максимум твёрдости. Напротив, для сплава 200Х12МЛ, несмотря на очевидные экстремумы кривых HV(t3aK) и K(tjaK), не наблюдается максимума зависимости K(HV) (рис. 3.24).
Фазовые превращения в хромованадиевых сплавах
Критические точки исследованных сплавов определяли на образцах, предварительно отожжённых в течение 3 ч при температуре 680С с целью разложения мартенсита и остаточного аустенита на ферритокарбидную структуру. Нагрев образцов в печи дилатометра осуществляли со скоростью 5С/с до температуры 1000С, а охлаждение производили либо в кварцевых трубках на воздухе (откатывалась печь дилатометра, V0Xjl = 15 С/с), либо с печью V,K;i = 0.4 С/с). В первом случае аустенит претерпевал мартенеитное превращение, а во втором - наблюдали распад аустенита по диффузонному типу. Полученные температуры превращения при нагреве и охлаждении сплавов приведены в табл.. 4.3. Анализируя данные табл. 4.3, можно обнаружить связь между типом карбидной фазы хромованадиевых сплавов (табл. 4.1) и температурой начала образования аустенита. Появление в структуре сплавов карбидов типа М2зС6 сопровождается повышением температуры Acj и Ас3. Установлено также, что увеличение хрома в сплавах с 14 до 20% приводит к повышению мартенситнои точки, что, по-видимому, объясняется снижением содержания углерода в ау-стените [58].
Температура аустенитизации износостойких сплавов определяет легиро-ванностъ твёрдого раствора. Повышение температуры закалки и увеличение времени выдержки способствует растворению в аустените углерода и легирующих элементов, что приводит к возрастанию устойчивости аустенита в перлитной области. При нагреве выше некоторой температуры наблюдается снижение твёрдости сплава вследствие понижения температуры начала мартенсит-ного превращения и увеличения количества остаточного аустенита [104, 105, 106]. Оптимальной температурой закалки является температура, обеспечивающая получение максимальной твёрдости закаленного сплава.
В настоящем исследовании подбор температуры аустенитизации проводился варьированием температур в интервале 85О...12О0С с шагом через 25...50С для каждого сплава. Время выдержки при температуре аустенитизации составляло 60 минут. Кривые зависимости твёрдости закалённых сплавов от температуры аустенитизации обнаруживают типичный для ледебуритных сталей [107] хромистых и хромованадиевых сплавов [73, 74] максимум твёрдости (рис.4.4), который с увеличением содержания углерода в сплавах (при постоянной концентрации хрома и ванадия) сдвигается в сторону низких температур. Значения оптимальных температур закалки сплавов и максимальная твёрдость, достигаемая при данных температурах, приведены в табл. 4.4.
Металлографические исследования показали, что наблюдаемое изменение твёрдости связано с изменением микроструктуры сплавов (рис. 4.3 ).Рассмотрим более подробно характер изменения микроструктуры в сопоставлении с кривой изменения твёрдости сплава 300Х14ФЗ в зависимости от температуры закалки. Твёрдость данного сплава достигает максимального значения (HRC3 68) после закалки от температуры 950С (рис, 4.4, кривая 1), затем постепенно снижается и при закалке от температуры 1200С становится равной HRC3 50. При температурах аустенитизации до 950С растворяются эвтектоид-ные карбиды и часть вторичных карбидов. Количество мартенсита в структуре велико, а содержание остаточного аустенита минимально (рис. 4.5).
Повышение температуры аустенитизации до 1050С сопровождается более существенным растворением карбидной фазы, что приводит к снижению температуры Ms и увеличению количества остаточного аустенита (рис. 4.5).
Наиболее значительное увеличение количества аустенита в структуре сплавов наблюдается после закалки от температур 1150 и 1200С (рис. 4.5). По-видимому, при этих температурах происходит интенсивное понижение температуры М3 вследствие растворения не только карбидов типа M7Q, но и карбидов ванадия [82, 107].
Химический анализ карбидных осадков сплава 300Х14ФЗ, закалённого с разных температур аустенитизации, показал, что с повышением температуры от 900 до 1150С увеличивается концентрация углерода в аустените от 0,7 до 1,25% при одновременном увеличении содержания хрома от 3,1 до 6.5% (рис. 4.6). Повышение содержания углерода и хрома в аустените сопровождалось, как и следовало ожидать, увеличением количества остаточного аустенита и снижением твёрдости (рис.4.4, кривая I). Аналогичные изменения микроструктуры в зависимости от температуры аустенитизации наблюдались и для сплава 300Х20ФЗ.
Исследование показало, что увеличение содержания хрома при постоянной концентрации углерода приводит к повышению температуры закалки, обеспечивающей максимум твёрдости (таблица 4.4). В работе установлено, что максимальная твёрдость (HRC3 68...68,5) для сплавов с 14% хрома достигается при 3,5% углерода. При большем содержании хрома максимум твёрдости сдвигается в сторону несколько меньших концентрации углерода: 3,0...3,3% - для сплавов с 20% хрома.
Известно, что твёрдость сплавов определяется твёрдостью структурных составляющих: карбидной фазы и матрицы. Данные по микротвёрдости металлической основы ряда хромистых сплавов приведены в работе [58]. В настоящей работе изучено влияние углерода (2,5...4%) и хрома (14 и 20%) на микро-твёрдость матрицы хромованадиевых сплавов. Установлено, что наиболее вы сокую микротвёрдость матрицы имеют сплавы с 14% хрома (8200...9250 Н/мм2). С увеличением в сплавах содержания хрома до 20% наблюдается снижение микротвёрдости матрицы до 7600...8000 Н/мм , что, по-видимому, обусловлено
