книги из ГПНТБ / Тепловые процессы при обработке металлов и сплавов давлением учеб. пособие для студентов металлург. спец. вузов

У сталей 6ХВ2С и ЗХ2В8Ф температуры критического интерва­ ла лежат значительно выше, чем у углеродистой стали. Нагрев ста. ли до температуры, соответствующей режиму /, вызовет лишь час­ тичное образование аустенита и превращение его в мартенсит при охлаждении. При этом структурные напряжения будут невелики, а следовательно, для образования трещин потребуется значительно большее число циклов испытаний. Так, при испытании по режиму / сопротивление термической усталости образцов из стали 6ХВ2С в высокоотпущенном состоянии составило 450 циклов, а по режи­ му / / — 600 циклов.

Износостойкость при повышенных температурах определяли на тех же сталях, что и термостойкость, на установке конструкции ЦНИИТМАШа [215, 216]. Стержень из стали марки Р18, при тре­ нии о который изнашивался образец, нагревали соответственно до 800, 600 и 400° С. Для получения сравнительных показателей изно­ состойкости испытывали образцы и без подогрева. Стали испыты­ вали в трех структурных состояниях, обеспечиваемых отжигом, за­ калкой и отпуском при 400 и 600° С.

На рис. 9.15 представлена износостойкость четырех из исследо­ ванных сталей — 6ХВ2С, 6ХС, 5ХНМ и ЗХ2В8Ф—• при разных тем­ пературах. Анализ полученных кривых показывает, что износостой­ кость этих сталей в большинстве случаев возрастает до 600° С. Лишь дальнейшее повышение температуры ускоряет износ. Макси­ мальный износ отмечается у отожженных сталей. Стали в закален­ ном и отпущенном состоянии, характеризуясь повышенной твердо­ стью, лучше сопротивляются износу. Из всех исследованных сталей максимальной износостойкостью во всех структурных состояниях характеризуются стали марок ЗХ2В8Ф и 6ХВ2С. Повышение темпе­ ратуры испытания лишь в небольшой мере ускоряет их износ. Мак­ симальная интенсивность изнашивания отмечается в первый час испытаний. Удлинение процесса испытаний до двух, трех и более часов, вызывая дополнительный износ, уменьшает его интенсив­ ность.

Внешний вид рабочей поверхности некоторых образцов после

сти неодинаков. Значительные борозды и вырывание металла от­ мечаются при этой температуре на образцах из среднеуглеродистой и марганцовистой стали; на поверхности образцов из стали марки ЗХ2В8Ф видимых следов износа практически нет.

Определенные изменения отмечаются и при анализе микрострук­ туры износившейся поверхности образцов. Здесь могут протекать структурные процессы, приводящие к разупрочнению либо упроч­ нению материала. Поверхность образцов деформируется. В одних случаях, особенно при высоких температурах испытания, протекаю­ щие процессы рекристаллизации устраняют зеренную текстуру, воз­ никшую на поверхности, в других случаях это явление осложняет картину износа весь период испытания. Так, на поверхности изно­ шенных образцов из стали марок 6ХВ2С, 5ХНМ и ЗХ2В8Ф при низ-

400

І

Рис. 9.17. Влияние температуры испытания на механические свойства исследованных сталей;

Мдрка стали: / - GXB2C; 2 - 5ХНМ; 3 - 6ХС; 4 — 45; 5 — ЗХ2В8ф

Анализ кривых показывает, что дополнительное легирование стали вольфрамом и молибденом повышает прочностные свойства при всех температурах. При этом пластичность стали, особенно при высоких температурах, сохраняет значительную величину. Особен­ но эффективно влияние вольфрама и молибдена при 500—600° С. Так, предел прочности сталей 6ХВ2С и 5ХНМ при 500° С составляет

да можно заключить, что рабочие поверхности ножей, изготовлен­ ных из сталей 6ХВ2С и 5ХНМ, удовлетворительно работают на смя­ тие при повышенных температурах. Еще выше механические свой­ ства при повышенных температурах у стали ЗХ2В8Ф: при 650°С предел прочности составляет 700—800 Мн/м2 (70—80 кГ/мм2), а твердость 250—200НВ. У остальных исследованных сталей прочно­ стные свойства при этой температуре значительно меньше.

Выше было отмечено, что газовая коррозия при повышенных температурах (в атмосфере воздуха) оказывает значительное влия­ ние на работоспособность ножей. Высокая температура рабочей поверхности ножей в процессе эксплуатации вызывает их интен­ сивную высокотемпературную коррозию. Последняя обычно в со­ четании с другими отрицательными явлениями от воздействия вы­ соких температур приводит к преждевременному разрушению ножей.

Влияние углерода на высокотемпературную коррозию изучалось многими исследователями [225]. Влиянию легирующих элементов посвящено значительно меньше работ. Процесс окалинообразования в легированных сталях более сложен, чем в углеродистых. Вве­ дение легирующих элементов в сталь может повысить или снизить сопротивление окислению (в зависимости от их сродства к кисло­ роду). В зависимости от этого все легирующие элементы могут быть разделены на 2 группы:

1)элементы, окисляющиеся легче, чем железо: хром, кремний, алюминий, марганец, титан, ниобий, вольфрам, молибден, бор;

2)элементы, окисляющиеся труднее, чем железо: никель, медь, кобальт.

Окисление легированной стали сводится к окислению отдельных составных элементов стали. Порядок этого окисления определяется величинами упругости диссоциации окислов соответствующих эле­ ментов. Элементы первой группы, имеющие при высоких темпера­ турах большее сродство к кислороду, чем железо, повышают жаро­ стойкость. Окисляясь легче, чем железо, они способствуют получе­ нию на поверхности металла окалины, состоящей из вполне устой­ чивых окислов (например, Cr 2 0 3 ; Si02 , А1 2 0 3 и др.), отличных по природе и свойствам от окислов железа. Сопротивление дальнейше­ му окислению будет уже зависеть от свойств покрывающей металл пленки. Плотная и прочная пленка окислов, прилегающая к основ­ ному металлу, непроницаема для кислорода. Из указанных выше элементов первой группы наиболее плотную и прочную пленку дает хром.

403

Исследования показывают, что при окислении хромистых сталей? наблюдается инкубационный период, т. е. в течение некоторого времени скорость окисления очень мала и лишь в последующем окисление протекает с заметной скоростью по параболическому за ­ кону. По данным В. В. Ипатьева [226], длительность инкубационно­ го периода уменьшается с повышением температуры нагрева. Во время инкубационного периода на поверхности стали образуется пленка окисла R2O3, сильно обогащенная хромом по сравнению с содержанием его в стали. Через эту пленку диффузия протекает с весьма малой скоростью, вследствие чего к концу инкубационного периода окисление практически приостанавливается. В дальнейшем образуется шпинель FeCr2 04 , обладающая большей проницаемо­ стью, чем фаза R2O3.

Увеличение количества фазы R3O4 за счет уменьшения фазы R2O3, а также одновременное увеличение количества РегОз в наруж­ ном слое за счет диффузии железа приводит к увеличению про­ ницаемости окалины. При этом окисление происходит по параболи­ ческому закону.

Наружная часть окалины на хромистой стали, как и на железе, состоит из трех слоев: внешнего — гематита, затем магнетита и, наконец, вюстита. За слоем вюстита следует внутренний прилегаю­ щий к металлу слой, состоящий из хромистой шпинели РеСггСи и вюстита. Хром концентрируется только в этом внутреннем слое ока­ лины и отсутствует в наружных слоях. Это объясняется малой ско­ ростью диффузии хрома через окалину по сравнению с диффузией железа. Поэтому предполагают, что наружные слои окалины обра­ зуются за счет диффузии железа через нее, а внутренний слой, со­ держащий весь хром, — за счет встречной диффузии кислорода из газовой среды. Вюстит на хромистой стали появляется только при

Таким образом, наличие внутреннего малопроницаемого слоя хромистой шпинели, малая толщина вюститного слоя и расположе­ ние его не между металлом и гематитом, а между шпинельньш слоем и гематитом, а также влияние хрома на увеличение сил свя­ зи в решетке оксидной фазы и приводит к значительно более вы­

хром самый надежный, с точки зрения защиты от окисления, эле­ мент в жаростойких и жаропрочных сталях. Чем больше в стали со­ держание хрома, тем выше жаростойкость и тем больше .может быть рабочая температура детали, изготовленной из этой стали. Минимальное содержание хрома, обеспечивающее жаростойкость при разных температурах, показано на рис. 9.18 [227]. Из рисунка видно, что при рабочей температуре 800° С достаточная окалиностойкость обеспечивается при содержании 8% хрома, а при рабочей температуре 1000° С — не менее 15—20%. Приведенные на рис. 9.Ш кривые свидетельствуют также о том, что жаростойкость, столь су­ щественно зависящая от состава стали, не зависит от ее структуры.

404

Так, например, жаростойкость ферритных (чисто хромистых) и аустенитных (хромоникелевых) сталей практически одинакова.

Окислы кремния и алюминия также повышают жаростойкость стали. Однако, значительно отличаясь от окислов железа по плот­ ности, они уступают окислам хрома. Наибольшее повышение жаро­ стойкости достигается одновременным легированием несколькими элементами первой группы (например, хромом и кремнием; хромом, кремнием и алюминием).

Мало повышают сопротивляемость стали коррозии окислы дру­ гих элементов, обладающих большим, чем железо, сродством к кис­

жаростойкость является, по мнению этих авторов, следствием того,, что эти элементы способствуют образованию рыхлой окалины.

Исследование сопротивляемости окислению проводили на тех же сталях, что и в предшествовавших опытах: У7А, 6ХС, 6ХВ2С и ЗХ2В8Ф. Образцы после взвешивания помещали в электрическую печь и выдерживали в ней в течение 24 ч. Взвешивание произво­ дили периодически через каждые 1—3 ч.

Испытания в воздушной атмосфере проводили в широком диапа­ зоне температур (600—1100°С). Критериями жаростойкости каж­ дого материала при определенной температуре были разность мас­ сы образцов с продуктами коррозии после испытания и до него и положительный весовой показатель коррозии [230, 231]:

/?в+ес=-^- AG г\(м2-ч),

где AG— разность массы образцов после испытания и до него, г; t—продолжительность испытания, ч; So — суммарная начальная поверхность окисления, м2.

405.

Результаты исследования представлены на рис. 9.19. Экспери­ ментальные данные пересчитаны на показатель і?В ес+ - Значения это­

виду, что условия и материалы были различные. Сказанное свиде­ тельствует об отсутствии прямой зависимости между содержанием вольфрама и ванадия и жаростойкостью стали.

Анализируя результаты выполненных исследований, можно за- ' ключить, что для условий службы ножей горячей резки оптималь­ ными свойствами обладают стали марок 6ХВ2С и ЗХ2В8Ф, затем сталь марки 6ХС. Эти стали и были выбраны для изготовления ножей горячей резки. Большое содержание вольфрама в стали мар­ ки ЗХ2В8Ф делает ее менее экономичной. Поэтому ее применение оправдано лишь для наплавки либо для изготовления ножей в ис-

406

ключительных случаях (особо ответственное задание и др.). Обыч­ но ножи следует изготовлять из стали марок 6ХВ2С или 6ХС.

Стойкость ножей в большой мере зависит от режима термиче­ ской обработки. Исследования показали, что для стали марки 6ХВ2С повышение температуры закалки сопровождается увеличе­ нием ударной вязкости после отпуска. Поэтому ножи из этой стали после закалки с температуры 950—1000° С, значительно превышаю­ щей рекомендуемую [232—234], и отпуска отличаются лучшей со­ противляемостью воздействию динамических нагрузок. Повышение температуры закалки не приводит к существенному увеличению раз­ мера зерна аустенита, так как, с одной стороны, имеющиеся в ста­ ли карбиды вольфрама служат механическим препятствием для его роста и, с другой стороны, вольфрам и хром, входящие в состав этой стали, являясь горофильными элементами, концентрируются по границам зерен и уменьшают общую поверхностную энергию по­ ликристаллического агрегата, а следовательно, снижают тенденцию зерна аустенита к росту [235]. Рост зерна оказывается возможным лишь после перехода карбидов в твердый раствор и увеличения разности свободной энергии поликристаллического агрегата и мо­ нокристалла равного объема, т. е. при повышении температуры. По мере повышения температуры закалки степень легирования аусте­ нита возрастает, что значительно увеличивает стойкость мартенси­ та при отпуске.

Исходя из изложенного, а также учитывая результаты производ­ ственных испытаний, проведенных авторами на заводе им. Дзер­ жинского, температуру закалки ножей приняли равной 950—980° С. Охлаждающей средой при закалке служило масло. Твердость за­

включениями карбидов и трудноразличимыми участками остаточ­ ного аустенита.

После закалки ножи подвергали отпуску при 500—550° С по об­ щепринятому режиму на твердость 375—400НВ. Микроструктура

Следует отметить, что применение для изготовления ножей ста­ ли марки 6ХВ2С, подвергнутой закалке и отпуску на указанную твердость, не привело к значительному повышению их стойкости (срок службы не превышал 5—6 суток). Осмотр вышедших из строя ножей показал, что разрушение происходило в основном либо пу­ тем хрупкого разрушения всего ножа (по крепежным отверстиям), либо путем скалывания его рабочих кромок.

Для выяснения причин хрупкого разрушения ножей в процессе эксплуатации и разработки оптимальной температуры отпуска ав­ торы исследовали влияние температуры отпуска на механические свойства закаленной стали марки 6ХВ2С. Для этого образцы с над­

407

практически постоянная величина, более высокие температуры от­

что и в предшествовавшем опыте, однако охлаждение после отпус­ ка проводили в масле. Результаты механических испытаний этих образцов также приведены на рис. 9.21 (пунктирная линия).

Анализ полученных кривых показывает, что ускоренное охлаж­ дение стали марки 6ХВ2С после отпуска в указанном выше интер­ вале температур не приводит к значительному повышению вязко­ сти. На этом основании можно предполагать, что наблюдаемая хрупкость не является так называемой обратимой отпускной хруп­

пературы отпуска кристаллики карбида, вырастая, достигают та­ ких размеров, при которых напряжения приводят к нарушению связанности (когерентности) материнского а-твердого раствора с кристалликами карбида, находящимися в области когерентного рас­ сеяния а-фазы. Этот процесс сопровождается уменьшением напря­ жений и температура, при которой он завершается, является тем­ пературой полного снятия этих напряжений.

Для высокоуглеродистой стали при температуре 450° С, когда завершается процесс измельчения (дробления) блоков, т. е. когда все кристаллики карбида отделились от блоков а-фазы, последняя освобождается от искажений. Эти искажения, по-видимому, обус­ ловлены связанностью решеток а-фазы и карбида.

В области температур 450° С и выше размеры блоков а-фазы снова увеличиваются вследствие интенсивного протекания при этих

Опытами установлено, что в стали марки 5ХВ2С, а следователь­ но, и в близкой к ней по химическому составу и механическим свой­

переходного карбида с материнским твердым раствором. При даль­ нейшем повышении температуры отпуска размеры блоков а-фазы увеличиваются. Повышение температуры измельчения блоков а-фа-

Ш