Full Text

Введение В последние годы большое внимание исследователей в области физического материаловедения сосредоточено на поиске возможностей получения новых высокопрочных конструкционных сталей. Из таких сталей обычно изготавливают ответственные детали, которые используются в таких конструкциях и таких областях техники, где важным условием является снижение веса металлических элементов без потери прочности [1]. Наиболее сложной материаловедческой задачей является повышение прочности при сохранении высоких характеристик надежности, так как все традиционные способы упрочнения приводят к снижению пластичности и вязкости. Исследования в этой области проводятся в различных регионах нашей страны, а также и за рубежом [2, 3]. Особое внимание уделяется современным прогрессивным, так называемым бейнитным сталям [4-16]. Сочетание экономного легирования и повышенного уровня механических свойств делает применение таких сталей в машиностроении перспективным. Ранее на кафедре МТО ПНИПУ были разработаны стали, экономно легированные хромом, марганцем, молибденом, ванадием и кремнием с повышенным его содержанием в пределах 2 % [17]. В таких сталях в результате изменения структуры после термической обработки уровень характеристик механических свойств можно изменять в широких пределах. Первостепенным является проведение анализа критических значений температуры, особенно тогда, когда разрабатываются новые марки сталей. Существует множество методов определения критических точек: дифференциальный, дилатометрический, метод измерения электросопротивления, термический [18-21]. Однако метод пробных закалок является наиболее простым. Сущность метода заключается в следующем: образцы исследуемых марок сталей нагревают до различных значений температуры с интервалом, выдерживают определенное время и охлаждают в воде или масле, после чего измеряют твердость образцов [22-24]. По полученным результатам строится график зависимости твердости от температуры нагрева. Критические точки определяют по перегибу кривой. Кроме того, одним из наиболее распространенных лабораторных методов определения критических значений температуры Ас1 и Ас3 является дилатометрический метод. В связи с этим целью данной работы является определение критических значений температуры в новых экономно-легированных сталях системы легирования Х2Г2С2МФ методом пробных закалок и дилатометрическим методом, а также изучение структуры, полученной после использования метода пробных закалок. Материалы и методики В качестве материалов были использованы экономно-легированные стали марок 17Х2Г2С2МФ, 22Х2Г2С2МФ, 29Х2Г2С2МФ, 44Х2Г2С2МФ. Химический состав приведен в табл. 1. Для определения критических значений температуры Ас1 и Ас3 методом пробных закалок исходно горячекованые образцы размером 10×10×10 мм исследуемых сталей нагревали в камерной лабораторной печи сопротивления с окислительной атмосферой типа «НАКАЛ» на температуры 680-1000 °С с шагом 20 °С и выдержкой в печи в течение 20 мин при каждом значении температуры. После выдержки образцы охлаждали в воде. После измерения твердости каждого образца строили зависимость твердости от температуры. Температура, при которой начинается рост твердости, свидетельствует об активном начале α→γ-превращения, следовательно, данная температура является Ас1. Температуре Ас3 соответствует температура, при которой заканчивается рост твердости, что говорит об окончании α→γ-превращения. Положение критической точки Ас1 исследуемых сталей находили по моменту возникновения эндотермического теплового эффекта α→γ-пре- Таблица 1 Химический состав сталей № п/п Марка стали Содержание химических элементов, мас. % С Cr Mn Si Mо V S P Ni Cu 1 17Х2Г2С2МФ 0,17 2,33 2,38 2,03 0,43 0,09 0,013 0,018 0,03 0,02 2 22Х2Г2С2МФ 0,22 2,36 2,4 2,06 0,39 0,09 0,014 0,022 0,33 0,18 3 29Х2Г2С2МФ 0,29 2,2 1,7 1,53 0,36 0,09 0,011 0,015 0,32 0,16 4 44Х2Г2С2МФ 0,44 2,31 2,19 2,18 0,36 0,09 0,012 0,015 0,31 0,16 вращения (рис. 1, а), что вызывает рост мощности потребляемой индуктором дилатометра для поддержания заданной скорости нагрева [25]. Температуру окончания образования аустенита (Ас3) определяли методом отрыва касательной к линейному участку зависимости изменения удлинения образца от температуры (рис. 1, б). а б Рис. 1. Определение критических значений температуры Ас1 (а) и Ас3 (б) на примере стали 17Х2Г2С2МФ Для оценки микроструктуры изготавливали поперечные микрошлифы по стандартной методике с помощью наждачной бумаги различной зернистости и шлифовально-полировального станка. Для травления использовали 4%-ный раствор азотной кислоты в этиловом спирте. Исследование микроструктуры сталей после различных режимов обработки проводили на световом микроскопе Olympus GX-51 при увеличении 500 и 1000 крат с использованием программы StreamMotion 1.8. Оценку макротвердости проводили на твердомере ТК-2М по методу Роквелла (шкала C) по ГОСТ 9013-59. Значение твердости определяли как среднее арифметическое по результатам 4-6 замеров. Результаты и их обсуждение По результатам дилатометрических исследований было выявлено, что температура Ас1 для сталей с содержанием углерода от 0,17 до 0,29 % находится на уровне 700 °С (табл. 2). На примере стали 17Х2Г2С2МФ (см. рис. 1, а) показано, как выглядит зависимость мощности от температуры. У стали 44Х2Г2С2МФ температура Ас1 повышается до 733 °С (см. табл. 2). При приближении к температуре Ас3 характер дилатометрической кривой при нагреве (см. рис. 1, б) у сталей практически не отличается. С увеличением содержания углерода температура Ас3 снижается и тем самым температурный интервал Ас1-Ас3 сужается с повышением содержания углерода. Зависимость изменения твердости от температуры нагрева позволяет определить критические точки (Ас1 и Ас3), выбрать наиболее оптимальную температуру нагрева (Тн) под закалку, а также узнать уровень твердости для каждой стали в межкритическом интервале температур. Таблица 2 Критические температуры Ас1 и Ас3 Марка стали Ас1 Ас3 17Х2Г2С2МФ 691/740 943/900 22Х2Г2С2МФ 706/740 915/880 29Х2Г2С2МФ 704/740 870/880 44Х2Г2С2МФ 733/760 857/860 Примечание: значение в числителе относится к дилатометрическому методу; значение в знаменателе соответствует методу пробных закалок. Отличия в критических значениях температуры, определенных дилатометрическим методом и методом пробных закалок, заключаются в уменьшении интервала Ас1-Ас3, определенного методом пробных закалок (см. табл. 2). Это объясняется тем, что дилатометр чувствует малейшее изменение, связанное с тепловым эффектом и удлинением образца в результате нагрева. Даже незначительная доля образовавшегося аустенита будет сопутствовать этому. Однако изменение твердости, а именно ее увеличение, будет происходить в тот момент, когда доля мартенсита, полученная при закалке из аустенита, будет существенной. Следовательно, до значений температуры 740-760 °С (рис. 2) определяющим критерием будет является отпуск сталей, а далее, с повышением количества мартенсита, будет увеличиваться твердость. Повышение твердости происходит только до значений температуры 860 (44Х2Г2С2МФ), 880 (29Х2Г2С2МФ и 22Х2Г2С2МФ) и 900 °С (17Х2Г2С2МФ). Если и происходит дальнейшее увеличение доли аустенита, и соответственно, мартенсита при закалке, то оно является незначительным и не влияет на дальнейшее изменение твердости. Рис. 2. Зависимость твердости от температуры нагрева сталей типа Х2Г2С2МФ, построенная по методу пробных закалок Результаты металлографического анализа представлены на рис. 3-5. Видно, что микроструктура, полученная после высокого отпуска при температуре 680 °С, состоит из высокоотпущенного мартенсита, дисперсность которого выше в стали 44Х2Г2С2МФ (см. рис. 3). С повышением температуры нагрева до 740-760 °С заметно увеличивается размер карбидной фазы карбидов, происходит их коагуляция (см. рис. 4), вследствие чего уменьшается твердость и становится минимальной (см. рис. 2). По данным дилатометрического анализа, в сталях при достижении 740-760 °С должно образовываться некоторое количество аустенита, а при закалке с данных значений температуры - некоторая доля мартенсита. Если такое происходит, то это не оказывает существенного влияния на общую структуру. После термической обработки со значений температуры 740-760 °С образуются продукты отпуска, представляющие ферритокарбидную смесь различной дисперсности. С повышением температуры нагрева увеличивается доля аустенита и свежезакаленного мартенсита, следовательно, повышается твердость (см. рис. 2). При достижении температуры нагрева, соответствующей максимальной твердости или близкой к ней, структура состоит практически полностью из слабо травящегося мартенсита, о чем свидетельствуют металлографические исследования (см. рис. 5). Дисперсность микроструктуры увеличивается с повышением содержания углерода. После достижения максимальной твердости дальнейший нагрев приводит к некоторому плавному снижению твердости до 1000 °С (см. рис. 2). Особенно хорошо это выражено в сталях 17Х2Г2С2МФ, 22Х2Г2С2МФ и 29Х2Г2С2МФ. В стали 44Х2Г2С2МФ твердость снижается только при достижении температуры нагрева 1000 °С. Снижение твердости, по-видимому, связано с процессами рекристаллизации аустенита. а б в г Рис. 3. Микроструктура исследуемых сталей при температуре нагрева 680 °С: а - 17Х2Г2С2МФ, б - 22Х2Г2С2МФ, в - 29Х2Г2С2МФ, г - 44Х2Г2С2МФ; ´1000 В целом уровень твердости самый низкий у стали 17Х2Г2С2МФ, так как содержание углерода в данной стали является минимальным среди исследуемых. Значения твердости у сталей 22Х2Г2С2МФ и 29Х2Г2С2МФ схожи между собой, но все-таки у стали 29Х2Г2С2МФ твердость немного выше, за исключением значений температуры нагрева 740 и 760 °С, где твердость одинакова (см. рис. 2). Близкие значения твердости свидетельствуют о том, что в стали 29Х2Г2С2МФ больше содержание углерода, но меньше количество марганца и кремния (см. табл. 1). а б в г Рис. 4. Микроструктура исследуемых сталей с минимальной твердостью: а - 17Х2Г2С2МФ, Тн = 760 °С; б - 22Х2Г2С2МФ, в - 29Х2Г2С2МФ, Тн = 740 °С, г - 44Х2Г2С2МФ Тн = 740 °С; ´1000 а б в г Рис. 5. Микроструктура сталей типа Х2Г2С2МФ с максимальной твердостью: а - 17Х2Г2С2МФ, Тн = 900 °С; б - 22Х2Г2С2МФ, Тн = 880 °С; в - 29Х2Г2С2МФ, Тн = 880 °С; г - 44Х2Г2С2МФ, Тн = 860 °С; ´1000 Исходя из графической зависимости (см. рис. 2) температуру Ас1 следует принять равной 740 °С для сталей с содержанием углерода 0,17-0,29 %, а для стали 44Х2Г2С2МФ - 760 °С. Температуру Ас3 следует назначить 860 °С для стали 44Х2Г2С2МФ, 880 °С для сталей 29Х2Г2С2МФ и 22Х2Г2С2МФ, а для стали 17Х2Г2С2МФ - 900 °С (см. табл. 2). Стоит отметить, что дилатометрический метод является более точным методом для определения критических значений температуры Ас1 и Ас3, что позволяет зафиксировать появление самых первых порций аустенита, а также завершение его образования. Однако, как показывают зависимости твердости от температуры нагрева (см. рис. 2), существенное увеличение твердости происходит только в интервале значений температур 740/760-860/900 °С. В связи с этим оптимальной температурой нагрева (аустенитизации) для проведения термических режимов являются значения температуры, которые соответствуют критической точке Ас3, которую определили методом пробных закалок для каждой стали. Данные значения температуры соответствуют максимальным или предмаксимальным значениям твердости, что делает нагрев выше этих значений температур малоэффективным и энергозатратным. Выводы 1. Для сталей системы легирования Х2Г2С2МФ определены критические температуры Ас1 и Ас3 двумя методами: методом пробных закалок и дилатометрическим. Отличия в значениях критических температур, определенные дилатометрическим методом и методом пробных закалок, заключаются в уменьшении интервала Ас1-Ас3, определенного методом пробных закалок. По результатам дилатометрических исследований было выявлено, что температура Ас1 для сталей с содержанием углерода от 0,17 до 0,29 % находится на уровне 700 °С. У стали 44Х2Г2С2МФ температура Ас1 повышается до 733 °С. С увеличением содержания углерода температура Ас3 снижается с 943 до 857 °С (дилатометрический метод) и с 900 до 860 °С (метод пробных закалок), тем самым температурный интервал Ас1-Ас3 сужается с повышением содержания углерода. 2. Установлена зависимость между изменением твердости и температуры нагрева под закалку для сталей системы легирования Х2Г2С2МФ. Твердость изменяется в диапазоне от 18 до 45 HRC (17Х2Г2С2МФ), от 20 до 50 HRC (22Х2Г2С2МФ), от 20 до 53 HRC (29Х2Г2С2МФ), от 30 до 59 HRC (44Х2Г2С2МФ). Таким образом, оптимальными значениями температуры нагрева (аустенитизации) для проведения термических режимов являются значения, которые соответствуют критической точке Ас3, определенной методом пробных закалок для каждой стали. Данные значения температуры соответствуют максимальным или предмаксимальным значениям твердости, что делает нагрев выше этих значений малоэффективным и энергозатратным. 3. По результатам металлографического анализа выявлено, что структура после нагрева в диапазон значений температуры 680-740/760 °С состоит преимущественно из продуктов отпуска, которые оказывают определяющее влияние на твердость вплоть до значений температуры нагрева 740-760 °С. Дальнейшее повышение температуры нагрева приводит к увеличению доли свежезакаленного мартенсита и тем самым твердости.

About the authors

A. N Iurchenko

Perm National Research Polytechnic University

M. A Marieva

Perm National Research Polytechnic University

R. D Grebenkin

Perm National Research Polytechnic University

Iu. N Simonov

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 71

PDF (Russian) - 132

Refbacks

• There are currently no refbacks.