Содержание к диссертации
Введение
1 Обзор литературных источников 9
1.1 Условия работы, причины выхода из строя и требования, предъявляемые к материалу инструмента, работающего в условиях повышенных температур, нагружения и износа . 9
1.2 Обзор перспективных микролегированных сталей инструментального класса, предназначенных для изготовления инструмента, работающего в условиях повышенного нагружения и износа 11
1.3 Механизмы упрочнения микролегированных сталей инструментального класса 15
1.3.1 Зернограничное упрочнение . 15
1.3.2 Твердорастворное упрочнение 16
1.3.3 Дисперсионное упрочнение 17
1.4 Системы легирования микролегированных сталей. Влияние легирования на формирование свойств микролегированных сталей инструментального класса 20
1.4.1 Основные легирующие элементы . 20
1.4.2 Микролегирующие элементы 22
1.5 Особенности фазовых превращений в микролегированных высокопрочных и износостойких инструментальных сталях 28
1.5.1 Особенности распада переохлажденного аустенита в микролегированных сталях инструментального класса . 29
1.5.1.1 Влияние легирующих элементов на перлитное превращение 33
1.5.2 Особенности распада аустенита в бейнитной области 34
1.5.2.1 Кинетика бейнитного превращения 36
1.6 Термическая обработка крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента . 38
1.7 Постановка задач исследования 41
2 Материал и методики исследования . 43
2.1 Выбор материала для исследования 43
2.2 Методы исследования 44
2.2.1 Микроскопические исследования . 44
2.2.2 Электронномикроскопические исследования (РЭМ и ПЭМ) 45
2.2.3 Дилатометрические исследования 45
2.2.4 Исследования распада аустенита в изотермических условиях 46
2.2.5 Выделение карбидной фазы 46
2.2.6 Фазовый и рентгеноструктурный анализ . 47
2.2.7 Механические испытания 48
2.2.8 Испытания на горячую твердость . 50
3 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита в опытных микролегированнях сталях инструментального класса 51
3.1 Определение критических точек сталей 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ВТБ и 70Х3Г2ФТР 51
3.2 Выбор оптимальной температуры аустенитизации . 52
3.2.1 Определение зависимости температуры начала мартенситного превращения от температуры аустенитизации 52
3.2.2 Влияние температуры нагрева на размер аустенитного зерна 53
3.2.3 Исследование влияния температуры аустенитизации на размер аустенитного зерна 55
3.2.4 Твердость исследуемых сталей после закалки 55
3.3 Превращение переохлажденного аустенита в сталях при непрерывном охлаждении 56
3.4 Исследование кинетики распада аустенита в изотермических условиях 63
3.5 Выводы по главе 94
4 Оптимизация режимов термической обработки микролегирвоанных инструментальных стале 96
4.1 Термическая обработка микролегированных инструментальных сталей 96
4.1.1 Предварительная термическая обработка 96
4.1.1.1 Исследование структуры и свойств сталей в литом и откованном состояниях 96
4.1.1.2 Исследование структуры, фазового состава и свойств исследуемых сталей после отжига 103
4.1.2 Окончательная термическая обработка микролегированных инструментальных сталей 108
4.1.2.1 Влияние температуры закалки на структуру и свойства опытных сталей 108
4.1.2.2 Исследование процессов отпуска микролегированных инструментальных сталей 117
4.1.2.2.1 Сопротивление разупрочнению при отпуске 117
4.1.2.2.2 Микроструктура исследуемых сталей после отпуска . 118
4.1.2.2.3 Исследование изменения карбидной фазы при отпуске . 122
4.2 Механические свойства исследуемых сталей . 124
4.3 Рекомендации по оптимизации режимов термической обработки крупногабаритных изделий из опытных микролегированных сталей инструментального класса 130
4.4 Моделирование физико-механических процессов при термической обработки готовых изделий из исследуемых сталей 133
4.5 Выводы по главе 145
Заключение . 147
Список литературы . 148
Приложения . 156
- Системы легирования микролегированных сталей. Влияние легирования на формирование свойств микролегированных сталей инструментального класса
- Исследования распада аустенита в изотермических условиях
- Исследование влияния температуры аустенитизации на размер аустенитного зерна
- Окончательная термическая обработка микролегированных инструментальных сталей
Введение к работе
Актуальность проблемы. В настоящее время для изготовления
крупногабаритного тяжелонагруженного инструмента (валков горячей
прокатки, штампов горячего деформирования, футеровочных бронеплит),
работающего в условиях высоких температур, повышенного нагружения и
износа, широкое применение находят дисперсионно-твердеющие
инструментальные стали (45Х5МФ, 4Х5МФС, 75Х5МФ и др.) мартенситного
класса с карбидным упрочнением, легированные сильными
карбидообразующими элементами.
Большой промышленный опыт их эксплуатации на машиностроительных
и металлургических предприятиях Восточного Оренбуржья, таких как ОАО
«Уральская сталь», (г. Новотроицк), ОАО «Орский машиностроительный
завод», ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» (г. Орск), показал ряд проблем,
связанных с их низкой технологичностью на основных переделах, наличием
протяженной карбидной сетки из-за повышенного содержания легирующих
элементов (хрома), а также эксплуатационных дефектов в виде трещин разгара,
сколов на поверхности, низкой эксплуатационной стойкости и
износостойкости.
Поэтому подбор новых марок инструментальных сталей, не требующих
сложных технологических решений и специального оборудования при
изготовлении и термическом упрочнении, на сегодняшний день представляет
одну из актуальных задач современного материаловедения, что в свою очередь
влечет за собой необходимость проведения поисковых работ в области
оптимизации их легирующего комплекса и режимов термической обработки,
позволяющих получить максимальное сочетание механических и
эксплуатационных свойств.
Цель и задачи исследования. Повышение эксплуатационной стойкости
крупногабаритного инструмента из опытных инструментальных сталей с
микролегирующим комплексом за счет разработки оптимальных режимов
термической обработки, обеспечивающих максимальное сочетание
механических и эксплуатационных свойств.
Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:
- изучить кинетику распада переохлажденного аустенита сталей
70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР, 100Х3Г2МТР;
- исследовать структурообразование в сталях после различных режимов
термической обработки;
- исследовать особенности фазовых превращений и механизм
дисперсионного упрочнения сталей при высоком отпуске;
- определить влияние режимов термической обработки на механические и
эксплуатационные свойства сталей;
- на основе моделирования физико-механических процессов с
применением программного комплекса «ANSYS» проследить формирование
температурных полей, обеспечивающих получение при оптимальных
температурных режимах термической обработки допустимый уровень
остаточных напряжений.
Научная новизна.
1. С использованием современных методов фазового анализа
установлены особенности фазовых и структурных превращений в опытных
сталях инструментального класса с легирующим комплексом Cr-Mn-Mo-Ti-B,
Cr-Mn-V-Ti-B, Cr-Mn-W-Ti-Nb и предложены режимы термического
упрочнения.
-
На основе определения термокинетических особенностей протекания фазовых и структурных превращений в опытных инструментальных сталях установлена оптимальная температура аустенитизации 1000 оС, обеспечивающая достаточно полное растворение карбидов типа Ме3С, Ме23С6, Ме6С при ограниченном росте зерна аустенита, вследствие сдерживающей способности присутствующих в структуре легирующих элементов: Ti, Nb, B, Mo.
-
Изучено влияние микролегирующих элементов W, Nb, Ti, V, B на фазовый состав сталей на различных этапах термической обработки. Показано, что при отпуске в интервале температур 550-650 оС в исследуемых сталях 100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ происходит дисперсионное упрочнение за счет выделения мелкодисперсных частиц карбидов на основе Cr, Mo, Ti, V, W, размером 0,01-0,06 мкм.
-
Определены закономерности изменения твердости от температурно-временных параметров отпуска дисперсионно-упрочненных опытных инструментальных сталей, вызванные взаимным влиянием легирующих элементов.
5. Методы математического моделирования в программной среде
«ANSYS» адаптированы к расчету теплового и напряженного состояний в
крупногабаритных изделиях при нагреве и охлаждении, благодаря чему
разработаны режимы термической обработки готового инструмента из сталей
100Х3Г2МТР, 70Х3Г2ФТР и 70Х3Г2ВТБ.
Достоверность результатов обеспечивается комплексным
использованием современных методов исследования и высокоточного
оборудования, согласованностью результатов лабораторных и
производственных испытаний с учетом методов математического
моделирования и сопоставлением результатов исследований с работами и выводами отечественных и зарубежных авторов.
Практическая ценность работы. Разработка оптимальных режимов
термической обработки исследуемых сталей обеспечила сочетание
механических и эксплуатационных свойств, необходимых для длительной эксплуатации крупногабаритного инструмента в условиях повышенного нагружения и износа.
Предложенный режим термической обработки стали 70Х3Г2ВТБ, используемый на предприятии ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» позволил повысить эксплуатационную стойкость валков горячей прокатки на 15 %.
Отдельные результаты работы используются в лекционных курсах дисциплин кафедры «Материаловедение и технология металлов» Орского
гуманитарно-технологического института (филиала) ОГУ и дипломном проектировании по специальности «Материаловедение в машиностроении». На защиту выносятся следующие положения:
- закономерности структурно-фазовых превращений при термической
обработке инструментальных сталей;
- структурно-фазовый состав исследуемых сталей на различных этапах
термической обработки;
- температурные поля и напряжения, формирующиеся в крупногабаритных
изделиях в процессе термической обработки;
- механические и эксплуатационные свойства исследуемых сталей в
сравнении с существующими марками сталей, применяемых для изготовления
крупногабаритного инструмента.
Личный вклад автора. Автор принимала активное участие в постановке целей и задач исследования, проводила комплексные исследования инструментальных сталей 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР, 100Х3Г2МТР с помощью микроскопического, фактографического и рентгеноструктурного методов анализа, участвовала в построении термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, осуществляла термическую обработку опытных партий изделий.
Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и были одобрены на международной научной конференции «Инновационная деятельность предприятий по исследованию, обработке и получению современных конструкционных материалов и сплавов» (Орск, 2011); международной научно-технической Уральской школе металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2012), международной научно-технической интернет-конференции «Новые материалы и технологии в машиностроении» (Брянск, 2012), всероссийской научно-практической конференции «Молодежь, наука, инновации» (Орск, 2012, 2013), 54 международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Екатеринбург, 2013), итоговых научно-практических конференциях преподавателей и студентов ОГТИ (Орск, 2012, 2013);
Публикации. По результатам диссертации опубликовано 4 статьи в рецензируемых научных журналах, рекомендованых ВАК РФ, 10 тезисов докладов на Российских конференциях.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных результатов и выводов, библиографического списка из 111 наименований. Общий объем работы составляет 158 страниц, содержит 87 иллюстраций и 16 таблиц.
Системы легирования микролегированных сталей. Влияние легирования на формирование свойств микролегированных сталей инструментального класса
Основными легирующими элементами низколегированных высокопрочных и износостойких сталей являются углерод, марганец, кремний, хром, молибден. Увеличение содержания указанных элементов в определенных пределах, изменяя параметр решетки железа, упрочняет матрицу (кроме хрома), незначительно влияет на характеристики пластичности (кроме элементов, образующих растворы внедрения) и обычно понижает вязкость. Степень влияния отдельных элементов зависит от типа образуемого твердого раствора, различия атомных радиусов железа и растворенного элемента, а также взаимодействия их электронных оболочек.
В сталях типа 4Х4ВМФС такими пределами являются 1,0-2,0 %, в сталях типа 5ХЗВЗФ2МС - около 3,0 %. Эти содержания вольфрама при многокомпонентном легировании обеспечивают достаточно высокое сопротивление тепловому разупрочнению, являются оптимальными также с точки зрения получения удовлетворительных значений характеристик пластичности и ударной вязкости [55].
Основные легирующие элементы оказывают монотонно упрочняющее влияние, причем интенсивность влияния углерода выше, чем у марганца и кремния. Однако при повышенном содержании углерод выделяется в виде карбидной фазы [29]. Углерод оказывает значительно большее влияние на временное сопротивление, чем на предел текучести, поэтому он уменьшает отношение в/т. Упрочнение за счет углерода связано с увеличением количества перлита и явлением постепенного измельчения зерна [44].
Молибден в количестве 0,4 - 2,5 % содержится в качестве обязательного элемента в составе большинства сталей. Обычно считают, что допустима почти неограниченная замена вольфрама молибденом 2(1,5):1, т. е. признают равнозначность влияния этих элементов на структуру и свойства сталей [55].
Введение в стали повышенной теплостойкости до 1,5-2,5 % Мо является желательным с целью повышения прокаливаемости, сопротивления тепловому разупрочнению и твердости при повышенных температурах в случае применения их для изготовления относительно небольших прессовых и молотовых вставок и штампов. Для крупногабаритных молотовых и прессовых инструментов - 0,6-1,0 % Мо оптимально; 0,2-0,5 % Мо вводят в низколегированные стали, предназначенные для инструментов, работающих в условиях динамического нагружения. Легирование молибденом в этом случае обеспечивает более однородное выделение карбидов цементитного типа и их повышенную дисперсность, а также позволяет (при сохранении равной твердости с составами без молибдена) применять более высокий отпуск для повышения вязкости [55]. Введение молибдена устраняет также склонность сталей к отпускной хрупкости.
Марганец, как раскислитель, в количестве 0,25-0,50 % содержится практически во всех сталях. Раскислительная способность марганца относительно невысока. Однако, имея более высокое сродство к сере, чем железо, марганец - легко образует сульфид MnS, который при кристаллизации металла выделяется в виде твердых, случайно распределенных включений, приносящих во много раз меньше вреда, чем FeS [10, 57]. Этим марганец уменьшает вредное влияние серы на свойства стали.
Легирование марганцем также сопровождается упрочнением и снижением ударной вязкости и хладостойкости, особенно при его содержании более 1,5-2,0 %, а легирование кремнием - ухудшением последних показателей при содержании его более 0,8 %. Резкое ухудшение пластических характеристик происходит при содержании марганца 2 % и более, что связано с образованием при содержании углерода 0,1 % и более чрезмерно большого количества продуктов промежуточного превращения. Характер изменения ударной вязкости, хладостойкости с повышением содержания марганца определяется соотношением структурных составляющих (феррит, перлит, и продукты промежуточного превращения.
Упрочнение стали за счет повышения содержания кремния связано с искажением кристаллической решетки. Кремний не образует в стали каких-либо новых фаз и структурных составляющих, поэтому микроструктура кремнийсодержащих сталей не отличается от структуры бескремнистых сталей.
Хром в значительной мере растворяется в стальной матрице, упрочняя ее и повышая окалиностойкость, предел прочности при нагреве, ударную вязкость и сопротивления хрупкому разрушению. Хром хорошо растворяется в карбидных фазах типа М6С, МС и М2С; это способствует более полному растворению карбидных фаз при нагреве под закалку, снижению необходимых температур закалки и более полному насыщению мартенсита легирующими элементами [56, 58].
Содержание около 1,5 % Сr, например, в штамповых сталях горячего деформирования обеспечивает максимум кратковременной и длительной прочности при повышенных температурах сплавов на основе железа, дальнейшее увеличение его концентрации мало влияет или снижает их уровень. Такое содержание Сr обеспечивает достаточно высокую прокаливаемость и максимальную теплостойкость. Образуя твердые карбиды, хром также повышает износостойкость. Однако износостойкость сталей, имеющих более твердые карбиды, выше [56]. Она определяется в большей, степени количеством и типом карбидной фазы [58].
С целью снижения расхода легирующих используют добавки микролегирующих элементов. Это малые добавки элементов, сотые доли которых оказывают на структуру и свойства стали существенное влияние. К таким элементам относятся Al, V, Nb, Ti, Zr и В, причем добавки бора составляют тысячные доли процента [31].
Наличие добавок микролегирующих элементов является важной характеристикой современных сталей и использование микролегированных сталей постоянно возрастает. Термин «микролегирование» означает, что содержание этих элементов невелико и обычно не превышает 0,1 %. Помимо различия в массовой доле, позволяющей отличать легирующие и микролегирующие элементы, также различен металловедческий механизм их влияния: Легирующие элементы преимущественно воздействуют на матрицу стали, в то время как влияние микролегирующих элементов в значительной мере связано с выделением избыточных фаз [44]. Дисперсные выделения фаз, которые формируются в структуре при распаде пересыщенных твердых растворов, препятствуют движению дислокаций, вызывая упрочнение матрицы, кроме того, частицы оказывают влияние на размер зерна, тип структурных составляющих, тип и характер распределения дефектов кристаллического строения.
Наибольшее практическое применение в качестве карбонитридообразующих элементов в стали нашли титан, ванадий и ниобий. Далее рассмотрены характерные особенности только этих элементов и их соединений. [32, 33].
При рассмотрении влияния указанных элементов на свойства и структуру среднелигированных сталей необходимо учитывать степень их сродства к углероду, азоту, кислороду и сере (см. таблицу 1.1).
По степени сродства к азоту титан и ванадий значительно превосходят ниобий, к кислороду и сере - титан превосходит ниобий и ванадий.
Исследования распада аустенита в изотермических условиях
Дилатометрические исследования для определения критических точек сталей и построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита проводились на комплексе Gleeble 3800. Образцы диаметром 6 мм и длиной 55 мм помещались в медные захваты модуля Pocket Jaw, который обладает следующими техническими характеристиками: - максимальная скорость нагрева – не менее 10000С/с; - максимальная скорость охлаждения – до 10000С/с; - скорость передвижения подвижной траверсы – до 2,5 м/с; - усилие сжатия – до 200 кН; - усилие растяжение – до 10 кН; - максимальная температура - 1750С; - контроль деформации по двум направления; - контроль температуры по четырем направлениям. В данном модуле исследуемые образцы нагревались с контролируемой скоростью прямым пропусканием электрического тока. Контроль температуры осуществлялся хромель-алюмелевой термопарой, приваренной к центральной части образца. Дилатограммы снимались с помощью контактного дилатометра, измеряющего изменение диаметра образца в месте приварки термопары. Охлаждение образцов по заданным режимам осуществлялось путем теплоотвода в медные захваты.
Для исследования микроструктуры цилиндрические образцы разрезались в месте приварки термопары.
Для изучения распада переохлажденного аустенита использовался метод изотермической закалки, который заключался в нагреве металлических образцов до температуры закалки (1000 С) в графитовом стержне в электрической печи «SNOL», выдержке при данной температуре (30 минут), переносе на температуру изотермической выдержки [12] при последующей закалке в воду.
Используемые среды:
1. NaOH (100 %) – температурная область применения 350-700 С;
2. 20 % NaOH + 80 % КОН + 6 % Н2О – температурная область применения 150-250 С;
3. Соляная ванна (22 % NaCl + 78 % ВаСl2) – температурный интервал применения 730-950 С.
Временные параметры: 50 ,100 , 200 , 400 , 800 , 1600 , 3200 , 6400 .
Степень превращения аустенита исследовалась непосредственно – путем изучения микроструктуры образцов, выдержанных при заданной температуре в течение различного времени и затем быстро закаленных, а также косвенно – с помощью дюрометрических испытаний.
Исследование карбидной фазы проводили посредством рентгеноструктурного и химического анализа карбидных осадков. Карбиды выделяли путем анодного растворения образцов при плотности тока 0,02 А/см2, в качестве электролита использовали раствор 7,5 % KCl и 0,5 % лимонной кислоты в воде. Время электролиза составляла 1,5- 3 часов.
Из анодного осадка, содержащего все карбидные фазы были выделены специальные карбиды. Для выделения карбидов типа МеС анодный осадок кипятили в водном растворе соляной кислоты (160 мл H2O, 40 мл HCl) в течении 5 ч. Для выделения хромистых карбидов типа Ме7С3 и Ме23С6 общий анодный осадок кипятили в течении двух часов в растворе: 100 мл H2O, 50 мл H2O2, 25 мл HCl.
Химический анализ карбидных осадков проводили из двух параллельно изолированных фаз.
Состав и тип карбидных включений определяли микрорентгеноспектральным и рентгеноструктурным методами. Рентгенограммы карбидных осадков получали на дифрактометре «ДРОН-2,0» (U = 20 кВ, I = 12 мА) в Fe К-излучении.
Фазовый состав стали изучали на дифрактометре ДРОН-2 в железном излучении при напряжении 30 кв и величине тока 20 мА. Рентгенограммы снимали в двух диапазонах в шаговом режиме с набором импульсов в течение 10 с. В интервале углов 29=54,5-58,0 градусов съемка проводилась через угол 29=0,02 градуса с применением монохроматора. В интервале углов 29=63,0-77,0 градусов съемка осуществлялась с шагом 0,1 градуса в неотфильтрованном излучении железа.
Количество остаточного аустенита определяли по соотношению интегральных интенсивностей интерференционных линий (111) а аустенита и (110)а мартенсита, на которые не накладывались линии других фаз. Для расчёта количества остаточного аустенита применяли формулу: где S и S - интенсивность линий мартенсита и аустенита. Рентгеноструктурный анализ карбидных осадков осуществляли на дифрактометре ДРОН-2,0 в кобальтовом фильтрованном излучении со скоростью движения счетчика 1/мин в интервале углов 2 от 30 до 130.
Выделение карбидных осадков осуществляли из образцов цилиндрической формы, диаметром 14 мм, длиной 100 мм, которые при термической обработке для предотвращения окисления и обезуглероживания помещали в цилиндрический стакан диаметром 35 мм с чугунной стружкой.
При электролитическом растворении образцов в качестве электролита использовали раствор 7,5 % KCl и 0,5 % лимонной кислоты в воде. Плотность тока составила 0,02 А/см2, время электролиза 1,5-3 часа.
Основными методами механических испытаний явились: дюрометрия, испытания на растяжение и ударную вязкость.
Дюрометрические исследования производились на твердомере Роквелла ТК2М в соответствии с ГОСТ 8.064-94 путем замера твердости алмазным индентором при нагрузке 150 кг [28, 52]. Поверхности образцов выполнялись строго параллельно и хорошо прошлифовывались. Для вычисления среднего значения проводилось не менее 5 замеров. Ошибка в определении твердости составила ±1 НRС.
Испытания на растяжение проводились по ГОСТ 1497-84, 9651-84 на машине ИМ-4Р со скоростью нагружения 2 мм/мин. Испытания осуществлялись при 20 С. На рисунке 2.5 показан тип стандартного образца, используемый в работе.
Исследование влияния температуры аустенитизации на размер аустенитного зерна
График зависимости твердости структуры от температуры аустенитизации представлен на рисунке 3.4.
Проведенные исследования показали, что твердость закаленных сталей от температуры аустенитизации в диапазоне 900–1000 оС находится пределах HRC 63–65. Повышение твердости обусловлено возрастанием содержания углерода в мартенсите за счет растворения карбидов. Снижение твердости с ростом температуры закалки связано и с увеличением в структуре количества остаточного аустенита, твердость которого мала, и с укрупнением размера зерна. Наибольшее падение твердости до HRC 52 наблюдается в стали 100Х3Г2МТР, т.к. в ее структуре содержится большее количество остаточного аустенита.
Таким образом, проведенные в данном разделе исследования позволили выбрать оптимальную температуру аустенитизации 1000 С.
Из литературы известно [1], что для разработки технологии термической обработки используют термокинетические диаграммы распада аустенита. По этим диаграммам можно получить точные данные о температурных интервалах протекания фазовых превращений при непрерывном охлаждении с различными скоростями и об образующихся при этом структурных составляющих. Температурные интервалы перлитного и промежуточного превращений фиксировались по характерным перегибам на дилатометрических кривых.
При охлаждении образцов регистрировались моменты, начала, конца или приостановки выделения избыточных фаз, образования феррито-карбидных структур, бейнита и мартенсита.
Для построения термокинетических диаграмм образцы нагревались до температуры 1000 оС со скоростью 3 оС/с, выдерживались 15 мин. для полного протекания превращений и охлаждались до комнатной температуры со скоростями в диапазоне 10-0,025 оС/с для стали 100Х3Г2МТР, 10-0,015 оС/с для стали 70Х3Г2ФТР и 10-0,013 оС/с для стали 70Х3Г2ВТБ.
На данном этапе исследования изучена кинетика распада переохлажденного аустенита сталей 70Х3Г2ВТБ, 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР, построены термокинетические диаграммы распада аустенита (рис. 3.5-3.7).
Анализ термокинетических диаграмм показал, что наименьшей устойчивостью к распаду по первой и второй ступеням обладает аустенит стали 100Х3Г2МТР. Перлитное превращение в этой стали подавляется при скоростях охлаждения выше 0,4 С/с, а бейнитное превращение — при скоростях охлаждения выше 0,5 С/с. Отметим, что эта сталь имеет самую низкую температуру начала мартенситного превращения среди рассмотренных сталей.
Наибольшая устойчивость аустенита к распаду в области перлитного и промежуточного превращений наблюдается в стали 70Х3Г2ВТБ. Перлитное и бейнитное превращения в этой стали подавляются при скоростях охлаждения, начиная с 0,1 С/с (в четыре раза меньших, чем в стали 100Х3Г2МТР). Температура начала мартенситного превращения в этой стали самая высокая.
Указанные особенности аустенита стали 70Х3Г2ВТБ связаны с дополнительным легированием стали вольфрамом в количестве 1,35 %, который сильно задерживает диффузию атомов углерода, но незначительно влияет на положение мартенситной точки. Сталь 70Х3Г2ФТР занимает промежуточное положение между двумя рассмотренными сталями. Перлитное и бейнитное превращения подавляются при скоростях охлаждения выше 0,35 оС/с.
Благодаря легированию интервалы диффузионного и промежуточного превращений для всех исследуемых сталей разделены по температурной шкале между ними наблюдается область повышенной устойчивости переохлажденного аустенита.
Значения верхней (VВКЗ) и нижней (VНКЗ) критической скорости закалки, а также скорости охлаждения VП, ниже которой наблюдается только перлитное превращение, для всех рассмотренных сталей приведены в таблице 3.3.
Данные дилатометрических исследований подтверждены и дополнены изучением микроструктуры рассматриваемых сталей, которые представлены на рисунках 3.8-3.10.
Микроструктура всех исследуемых сталей, полученная после охлаждения со скоростью 10 оС/с, представляет собой мартенсит. Мартенсит в стали 100Х3Г2МТР имеет реечную морфологию (рисунок 3.10, а). Между крупными рейками мартенсита наблюдается значительное количество остаточного аустенита.
Окончательная термическая обработка микролегированных инструментальных сталей
В качестве упрочняющей термической обработки применяется закалка. Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита позволило определить условия термической обработки, обеспечивающей закалку на мартенсит. В ходе проведенных исследований было установлено, что оптимальной температурой закалки для всех исследуемых сталей является температура 1000 С.
Закалку среднелегированных инструментальных сталей проводили с температуры 1000 оC, скорость нагрева 25 оС/ч с охлаждением в масло. Охлаждение при закалке должно обеспечить получение структуры мартенсита и не должно вызывать закалочных дефектов: трещин, деформаций и так далее. Скорость охлаждения сталей оказывает решающее влияние на результат закалки.
Как уже отмечалось ранее (глава 3) в структуре исследуемых сталей после закалки образуется мартенсит реечной морфологии. На рисунке 4.11, а представлен реечный мартенсит стали 70Х3Г2ФТР с высокой плотностью дислокаций, протяженность мартенситных реек составляет в среднем около 1,5 мкм. Темнопольное изображение этого участка структуры свидетельствует о том, что мартенсит содержит большое количество двойников, рис. 4.11 б. На соответствующей электронограмме, рисунок 4.11 б, наряду с матричными рефлексами -фазы, присутствуют рефлексы от двойников, расположенные на расстоянии 1/3 от основных. В структуре содержатся также мартенситоподобные области, происхождение которых связано с распадом аустенита по промежуточному механизму.
На рисунке 4.12, а, б, в приведены участки бейнитной структуры; характерно, что электронограмма, полученная с таких участков, содержит рефлексы остаточного аустенита, один из которых отмечен стрелкой на рисунке 4.12, г.
На рисунке 4.13 представлена мартенситная структура реечной морфологии стали 70Х3Г2ВТБ. На данном рисунке видно, что рейки нескольких ориентировок сгруппированы в пакет. В пакете присутствуют рейки по крайней мере трех ориентировок, отдельные рефлексы а-фазы типа (110) разориентированы в радиальном направлении на угол 5-15 градусов. Одна из таких ориентировок находится в отражающем положении на темнопольном изображении (рисунке 4.13, б). Можно отметить, что после закалки в масло внутри мартенситных реек присутствуют дисперсные карбиды цементитного типа. Выделения карбидов создают эффект ряби на светлопольном изображении (рисунке 4.13, а). На электронограмме (рисунок 4.13, в) присутствуют рефлексы с межплоскостным расстоянием 3,7, что соответствует рефлексу цементита Fe3C (101), один из них указан стрелкой.
На рисунке 4.14 приведена реечная структура мартенсита, которая включает тонкие прослойки остаточного аустенита. На электронограмме (рисунок 4.14, в) присутствуют отдельные, не образующие сетки рефлексы у-фазы. Например, указан стрелкой рефлекс с межплоскостным расстоянием 1,268 , что соответствует индексу (220). Межплоскостное расстояние плоскости типа (220) не совпадает ни с одним из межплоскостных расстояний у-фазы, поэтому его наличие однозначно указывает на присутствие остаточного аустенита. На темнопольном изображении, полученном в данном рефлексе, остаточный аустенит обнаруживается в виде тонких прослоек по границам мартенситных реек, рисунок 4.14, б. Эти наблюдения носят единичный характер, поэтому можно заключить, что остаточный аустенит присутствует лишь в локальных микрообъемах.
В закаленной стали 100Х3Г2МТР размер мартенситных кристаллов заметно больше. На рисунке 4.15 приведено панорамное изображение участка структуры с вытянутыми рейками мартенсита, длина которых превосходит 10 мкм. Этот факт свидетельствует о том, что в процессе изотермической выдержки при нагреве под закалку в исследуемой стали сформировалось крупное зерно аустенита. Можно отметить, что после закалки в масло внутри мартенситных реек присутствуют дисперсные карбиды цементитного типа, создающие эффект ряби на светлопольных изображениях. Помимо дисперсных частиц, возникших в процессе охлаждения в масле, в структуре закаленной стали присутствуют значительно более крупные выделения избыточных фаз. На рисунок4.15 видны округлые частицы размером менее 1 мкм. Можно предположить, что подобные выделения сформировались на стадии предшествующей обработки (например, ковки, или на еще более ранней стадии металлургического передела) и сохранились после отжига и закалки.
В некоторых участках структуры мартенситные рейки образуют более сложные конфигурации, расположенные в косом направлении относительно плоскости фольги (см. рисунки 4.16, 4.17).
Для исследуемых сталей было произведено исследование растворения легирующих элементов в карбидных фазах после аустенизации при температурах 900 оС и 1000 оС (таблица 4.5).
Исследование карбидных осадков, выделенных с закаленных образцов, показало, что при температуре закалки 1000 С остаются нерастворенными карбиды типа МеС и Ме7С3, а при температуре 900 С присутствуют также и карбиды Ме3С.
В образцах из сталей 70Х3Г2ФТР и 100Х3Г2МТР, закаливаемых от температуры 1000 С, остается 0,3-0,7 % карбидной фазы. В стали 70Х3Г2ВТБ, микролегированной вольфрамом и ниобием, образуются более устойчивые к растворению карбиды, поэтому их суммарное количество несколько выше, чем в предыдущих сталях и составляет 1,1-1,2 %. С увеличением времени выдержки при данной температуре общее количество карбидной фазы изменяется незначительно, однако химический состав карбидов претерпевает изменения: происходит перераспределение элементов в карбидах типа Me7С3, так как атомы Fe и Cr, переходят в твердый раствор, вследствие чего концентрация Мо, V, W, Ti в Ме7С3 возрастает.
Похожие диссертации на Разработка оптимальных режимов термической обработки микролегированных инструментальных сталей
