
книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов
.pdfСуммарное воздействие холодной пластической де формации и фазовых переходов также усиливает стаби лизацию аустенита легированных сплавов.
С увеличением содержания легирующих элементов уменьшается число фазовых переходов, необходимых для стабилизации аустенита. Соответственно увеличе ние степени деформации легированных сплавов требует меньшего количества циклов для стабилизации аусте нита.
Число фазовых переходов, необходимых для полной
стабилизации аустенита, зависит от температуры |
нагре |
|||||||||||
|
|
|
|
|
ва. |
Охлаждение |
|
может |
||||
|
|
|
|
|
проводиться |
до |
комнат |
|||||
|
|
|
|
|
ной температуры |
или до |
||||||
|
|
|
|
|
0° С. Нижняя граница ин |
|||||||
|
|
|
|
|
тервала |
температур ока |
||||||
|
|
|
|
|
зывает |
менее |
существен |
|||||
|
|
|
|
|
ное влияние, чем верхняя. |
|||||||
|
|
|
|
|
На стабилизацию аус |
|||||||
|
|
|
|
|
тенита при фазовых пере |
|||||||
|
|
|
|
|
ходах |
наиболее |
эффек |
|||||
|
|
|
|
|
тивно |
влияет |
нагрев при |
|||||
|
|
|
|
|
400° С. |
При более |
высо |
|||||
Рис. 90. Зависимость от темпе |
ких или более низких тем |
|||||||||||
ратуры |
нагрева, |
количества |
пературах |
нагрева |
для |
|||||||
циклов, необходимых |
для |
ста |
стабилизации |
требуется |
||||||||
билизации |
аустенита |
в |
спла |
большее |
|
число |
циклов |
|||||
|
вах: |
|
|
|
(рис. |
90). |
Легирование |
|||||
/ — Г19; |
2 — Г19М: |
3 — Г19М2; |
||||||||||
уменьшает |
разницу в ин |
|||||||||||
|
4 — Г19В4 |
|
|
|
тенсивности стабилизации при нагреве до различных температур. Кроме того, как видно из кривых на рис. 90, легирование расширяет тем пературный интервал стабилизации аустенита фазовыми переходами.
При нагреве сплава Г19 до 600° С для полной ста билизации необходимо очень большое число циклов, т. е. она практически недостижима, в то время как для
стабилизации сплава, легированного |
2,5% Mo или |
1 % W, достаточно соответственно 14 |
или 10 циклов. |
При оптимальной (400°С) или близких к ней темпера турах нагрева для легированных сплавов достаточно всего нескольких циклов, чтобы обеспечить стабилиза цию аустенита.
Как было показано ранее, сплавы Fe—Mn облада ют хрупкостью при низких температурах, имеют явно выраженный и более или менее растянутый интервал хладноломкости. Это обусловлено не только фазовым составом сплава, но и природой фаз и особенностями их сочетания.
Хрупкость при низких температурах (хладнолом кость) сплавов Fe—Mn проявляется при содержании марганца от 7,5 до 40% и выше. В этом интервале кон центраций марганца возможны различные сочетания фаз. Однако даже чисто аустенитные сплавы с высоким содержанием марганца обладают хрупкостью, что яв ляется аномалией для сплавов с решеткой г. ц. к. Подобное постоянство во влиянии элемента, очевидно, связано с природой его воздействия.
Легирование твердого раствора может оказывать различное влияние на проявление хрупкости. В первом приближении обращает на себя внимание влияние типа решетки легирующего элемента. При легировании Fe—Mn аустенита элементом с г. ц. к. решеткой (нике лем) не происходит изменения характера проявления хрупкости. Для сплава с 40% Мп (Г40) добавки до 10% Ni не вносят изменений в характер кривой падения ударной вязкости (рис. 91,a). FleKOTopoe сглаживание кривой при 10% Ni не приводит к значительному по вышению ударной вязкости.
Влияние элементов с о. ц. к. решеткой более эффек тивно. Хром в количествах выше 5% приводит к изме нению кривой падения ударной вязкости в тем большей
степени, чем |
больше |
содержание |
хрома. Для |
сплава |
|||||
с |
6,2% Сг |
ударная |
вязкость |
с |
равна |
1,6 Мдж/м2 |
|||
(16 |
кГ-м/см2), |
а |
для |
сплава |
10,4% Сг — около |
||||
2,30Мдж/м2(23кГ-м/см2) (рис. 91,6). Такое |
же |
влия |
|||||||
ние оказывают кремний и молибден |
(рис. 91, в). |
|
|||||||
|
Следует отметить, |
что подобная |
картина |
наблюда |
|||||
ется и в сплавах |
с |
меньшим количеством |
марганца |
||||||
(типа Г20). Легирование |
молибденом подобных |
спла |
|||||||
вов |
приводит |
к |
постепенному |
выпрямлению |
кривой |
ударной вязкости. Сплавы, содержащие свыше 4% Mo, практически не подвержены хрупкости (рис. 92). При чина этого недостаточно ясна.
а«, Мдж/н^к^м/см1-)
ан, Мдж/мЧхГм/си’)
Мдж/мг(кГм/смг)
Р и с . 91. В л и я н и е л е г и р о в а н и я н а п о р о г х л а д н о л о м к о с т и с п л а в а Г 4 0 :
а — н и к е л ь ; б — х р о м ; в — м о л и б д е н
1 — 0,5%; 2 — 2%; 3 — 5%; 4 — 10%
Р и с . |
9 2 . В л и я н и е м о л и б д е н а н а и з м е - |
Р и с . 9 3 . И з м е н е н и е т в е р д о - |
||||
н е н и е п о р о г а х л а д н о л о м к о с т и с п л а в а |
с т и с т а б и л ь н ы х и н е с т а б и л ь - |
|||||
Г 1 9 |
|
( / ) ; |
Г 1 9 В ( 2 ) ; |
Г 1 9 М |
( 5 ) ; |
н ы х с п л а в о в |
Г 1 |
9 |
М 2 |
(4)-, Г 1 9 М 4 ( 5 ) ; |
Г 1 9 М 6 |
(6 ) |
|
В общем виде хрупкость металлических легирован ных сплавов можно рассматривать с точки зрения из менения характера и направленности связей. Как было показано в работе И. И. Новикова с сотрудниками, хрупкость интерметаллидов связана с увеличением доли ковалентных связей. Очевидно, это объяснение может оказаться справедливым и для сплавов Fe—Mn, однако для объяснения причин аномалии хрупкости необходимо установить, какие факторы способствуют переходу от ме таллических связей к ковалентным связям.
Особенности упрочнения марганцевого аустенита
Особенности влияния марганца на упрочнение и ме ханические свойства проявляются только в сравнении с влиянием других легирующих элементов, прежде все го с никелем — сильно аустенизирующею элемента.
Р и с . 94. К р и в ы е у п р о ч н е н и я л е г и р о в а н ц ы х с п л а в о в :
а — н а о с н о в е м а р г а н ц а ; б — н а о с н о в е н и к е л я
Сравнение упрочнения сплавов железа, содержащих марганец и никель, а также (при более сложном леги ровании) углерод и хром, показывает, что упрочнение сплавов и сталей, содержащих марганец, значительно выше, чем для никелевых сталей и сложнолегирован ных сплавов никеля. Об этом свидетельствуют кривые изменения твердости (рис. 93) и упрочнения (рис. 94), которые в случае марганцевых сплавов (как чистых Fe—Mn сплавов, так и легированных) оказываются значительно круче. Значительную роль в упрочнении играет углерод: чем выше его содержание, тем выше и сте
пень упрочнения. Подобная закономерность сохраняется и при испытаниях ниже 300° С стабильных безуглеродистых (Г31 и Н38) и углеродистых Fe—Mn сплавов.
Упрочнение сталей при температурах выше темпе ратуры превращения определяется главным образом содержанием углерода, но и в данном случае сохраня ется преимущественное
влияние марганца. Представляет также
существенный интерес из менение свойств неста бильных аустенитных ста лей, в частности предела текучести, в зависимости от предварительной теп
^ |
S00 |
|
лой и холодной пластиче |
|||
Z. (SO) |
гл 'т |
|||||
^ |
too |
ской деформации. |
Пред |
|||
|
т |
|
варительная |
деформация |
||
|
-W O |
SO 100 1S0 200 ?SQ S00 SSO |
может |
в |
значительной |
|
|
Температура предварительной |
степени изменить |
свойст |
|||
|
|
деформации, °С |
ва стали в зависимости от |
|||
Р и с . |
95. И з м е н е н и е п р е д е л а т е к у |
того, |
какое |
воздействие |
||
ч е с т и п о с л е |
п р е д в а р и т е л ь н о й д е |
(усилит или ослабит) она |
||||
ф о р м а ц и и п р и р а з н ы х т е м п е р а т у |
окажет |
на последующий |
||||
|
|
р а х |
||||
|
|
распад |
аустенита, т. е. на |
|||
|
|
|
мартенситное превраще ние. Стали этого типа в последние годы получили назва ние ПНП или трип-сталей, т. е. сталей, в которых плас тичность наведена превращениями.
Классификация этих сталей как нестабильных аусте нитных нам кажется более правильной, так как измене ние свойств, в том числе и пластичности, может быть осуществлено как «теплой» прокаткой, так и холодной обработкой, в том числе и при температуре ниже 0°С.
При подобной предварительной обработке марган цевые стали, с нашей точки зрения, имеют значитель ные преимущества перед никелевыми.
В сталях, легированных марганцем, значительно бо лее широк интервал изменения свойств при переходе от холодной деформации к теплой. Как было показано А. Ф. Сачавским [104], для стали 80Г20 в интервале от —40 до +350°С происходит изменение предела теку чести от 900 до 650 Мнім2 (от 90 до 65 кГ/мм2), в то •
время для стали 70Н25 изменение в том же темпера турном интервале незначительно (рис. 95). Изменение предела текучести свидетельствует также о значительной роли углерода, особенно при температурах ниже 0°С.
Приведенные результаты показывают принципиаль ное отличие нестабильных аустенитных марганцевых и хромомарганцевых сталей от никелевых в отношении зависимости их механических свойств от условий обра ботки, цель которой — создание определенного харак тера распада твердого раствора.
*
Г л а в а VII
ОБЛАСТИ ПРИМЕНЕНИЯ АУСТЕНИТНЫХ МАРГАНЦЕВЫХ И ХРОМОМАРГАНЦЕВЫХ СТАЛЕЙ
|
1. Сталь Гадфильда П ЗЛ 1 |
|
|
|
||||||
Устойчивость |
аустенита |
при |
относительно |
неболь |
||||||
шом содержании марганца |
(13%) |
обеспечивается |
на |
|||||||
личием определенного |
содержания |
углерода. |
|
при |
||||||
Граница |
стабильности |
|
марганцовистой |
стали |
||||||
13,5—14,5% Мп |
составляет |
0,8—0,9% С. Пластическая |
||||||||
деформация |
сдвигает |
границу |
стабильности |
до |
||||||
0,9-1,0% С. |
охлажденные |
отливки |
из стали |
110Г13Л |
||||||
Медленно |
||||||||||
имеют структуру аустенита с включениями |
карбида |
|||||||||
(Fe, Мп)3С, |
перлита |
и тройной |
фосфидной |
эвтектики. |
||||||
Н. А. Воронова н |
др. |
утверждают, что |
фаза, клас |
сифицируемая как карбид, в действительности является конгломератом, состоящим из тонкой полоски карбида и располагающихся вдоль нее продуктов распада аусте нита. Выделение карбида, содержащего 22—25% Мп, из стали с 12—14% Мп вызывает обеднение марганцем границы раздела аустенита. При последующем охлаж дении обедненный аустенит испытывает превращение
1 Р а з д е л н а п и с а н Л . П . Ж п т о в о н .
с образованием троостито-сорбитных структур. Идеаль ной для данной стали после закалки должна быть аустенитная структура. Практически, помимо аустени та, в литых деталях наблюдается некоторое количество карбидной фазы, чаще всего на границах зерен.
Термическая обработка стали 110Г13Л
Сущность термической обработки марганцовистой стали заключается в растворении карбидов, выравнива нии состава и фиксации аустенитной структуры.
После термообработки сталь 110Г13Л обладает сле дующими механическими свойствами:
о0 2 = 250 ; 400 Мнім} (25 : 40 /гГ/ЩЩ2);
сгв = 800 : 1000уИн/.«2(80— 100 кГ;мм2 -,
ап = 2,0 и- 3,0 Мдж ж2 (20 ч 30 к Г ■м!см2);
ô = 35 |
- 45 % ; |
ф = 40 |
50 % ; |
НВ = 170 |
230. |
|
По данным некоторых |
авторов, |
механические свой |
||||
ства |
стали |
мало |
зависят |
от температуры |
закалки; |
|
В. Н. |
Свечников |
придерживается |
противоположного |
|||
мнения. В |
работе |
[108] утверждается, что повышение |
температуры нагрева под закалку практически не влия ет на величину зерна аустенита, а по данным В. Н. Л а дыженского и В. Н. Тункова закалка с температуры выше 1050° С вызывает резкий рост зерна. В исследо ваниях, проведенных в НИИТЯЖМАШ (УЗТМ), пока зано, что рост зерна стали и ухудшение ее вязкости возникают только при очень высокой температуре на грева под закалку.
В структуре стали, подвергнутой закалке с 1200° С, снова появляются карбиды. Причем, после закалки с 1250° С уже по всему сечению отливки имеются круп ные карбиды как по границам, так и внутри зерен. По мнению ряда авторов эти карбиды находятся в составе фосфидной эвтектики.
Таким образом, высокомарганцовистая сталь склон на к перегреву и поэтому следует избегать очень высо ких температур нагрева ее под закалку. Появление в стали карбидов при 1200—1250° С значительно снижа
ет механические свойства и износостойкость. На рис.96 показана зависимость механических свойств стали от температуры закалки по данным работы [109]. Автор этой работы считает, что оптимальной температурой за калки, обеспечивающей максимальную износостой кость, является 1100° С. При высоком содержании угле рода (>1,2% ) температуру нагрева под закалку следу ет доводить до 1150° С. Эта температура не оказывает
|
|
|
|
|
|
Р и с . 96. В л и я н и е т е м п е р а |
|||||
|
|
|
|
|
|
т у р ы н а г р е в а |
п о д з а к а л к у |
||||
|
|
|
|
|
|
гга |
м е х а н и ч е с к и е |
с в о й с т в а |
|||
|
|
|
|
|
|
|
с т а л и |
1 1 0 Г 1 3 Л |
[109] |
||
практического |
влияния |
на |
величину |
зерна. Только |
при |
||||||
очень |
высокой |
температуре |
нагрева |
под |
закалку |
||||||
(1250° С) наблюдается заметный рост зерна. |
|
|
|
||||||||
Быстрый нагрев под закалку, вследствие низкой теп |
|||||||||||
лопроводности |
в |
стали, |
создает |
возможность |
образова |
||||||
ния |
трещин |
отливке. |
Рекомендуется |
сажать |
заго |
||||||
товки |
в печь, |
температура |
которой |
не |
превышает |
||||||
200—300° С. Скорость нагрева |
под закалку не оказыва |
ет значительного влияния на износостойкость. Продолжительность выдержки при температуре на
грева может оказать различное влияние на механиче ские свойства стали и сопротивление износу. Если уве личение времени выдержки приводит к обезуглерожи ванию поверхности, то свойства должны ухудшаться. Если же при выдержке происходит выравнивание соста ва и растворение карбидов, то увеличение времени вы держки должно оказывать положительное влияние. Наконец, если выдержка будет настолько велика, что после растворения карбидов произойдет рост зерна, то свойства должны снижаться.
Однако продолжительность выдержки при темпера туре нагрева под закалку практически не оказывает влияния на величину аустенитнойо зерна. Время вы держки выбирают, как принято для легированных ста лей, из расчета 1 ч па каждые 25 мм сечения.
При достижении температуры закалки различие в со держании марганца между границей и центром зерна не превышает 1,5% • Во время выдержки происходит даль нейшее перераспределение марганца и после оптималь ной для данного сечения выдержки (60 мин для сечения 50 мм) различие в содержании марганца на границе и в центре зерна уменьшается до 0,7%. Увеличение време
ни выдержки в 3 раза не привело к заметному измене нию свойств. Для изделий сечением до 50—70 мм вы держка составляет 1,25—2,0 ч; сечением до 70—100 мм — 2,0—2,5 ч; более 100 мм — 3—3,5 ч.
Высокомарганцевая сталь в процессе первичной кри сталлизации приобретает крупнозернистое строение с яв но выраженной транскристаллизацией (столбчатая стру ктура) . В целях измельчения первичного зерна было предложено после отливки производить предваритель ный отпуск (до 24 ч) с последующей нормальной закал кой. Процесс измельчения зерна в этом случае связыва ют с тем, что при отпуске, благодаря выделению карби дов, аустенит обедняется углеродом и марганцем, что способствует превращению его в мартенсит и троостит. При нагреве под закалку в местах образования мартен сита и троостита появляются мелкие зерна аустенита.
Предварительный отпуск с последующей закалкой улучшает механические свойства, но не повышает изно состойкости деталей.
В работе [ПО] предложен отжиг при 800—830°С с медленным охлаждением (скорость SC25 град/ч) и по следующая закалка с 1050—1100° С. При этом получает ся структура, состоящая из аустенита и мелкодисперс
ных глобулярных карбидов внутри зерна. |
Такая струк |
|
тура не ухудшает механических свойств стали. |
||
Промежуточные |
обработки — нагревы |
и охлажде |
ния — могут играть |
положительную роль. |
Измельчение |
зерна при этом происходит вследствие фрагментации, связанной с фазовыми превращениями при нагреве.
Механические свойства
Аустенитная структура определяет уровень механи ческих свойств марганцевой стали. Была установлена зависимость ударной вязкости от величины зерна аусте-
пита (рис. 97). С повышением балла зерна от 1 до 5 ударная вязкость возрастает с 0,75 Мдж/м2 (7,5 кГ-м/ /см2) до 1,9 Мдж/м2 (19,0 кГ-м/см2).
Повышение износостойкости отливок из марганцевой стали, а также улучшение механических свойств с из мельчением зерна объясняется тем, что наличие мел ких макро- и микрозерен обу словливает мелкие выделения карбидов и неметаллических включений.
При наличии в стали мел ких зерен в процессе термиче ской обработки облегчается растворение карбидов и угле род более равномерно распре деляется по объему зерна. Оче видно, равномерное распреде ление по всему объему зерна способствует тому, что более вязкий металл имеет повышен ную прочность и хорошо вос принимает действие ударных
нагрузок. Нагрузки быстро создают нужный наклеп в по верхностном слое отливки и повышают твердость поверх ностного слоя металла от 220 до 550 НВ при сохранении высокой вязкости металла в остальном сечении детали.
Если при затвердевании отливки образуется крупное макрозерно, то выделяется большое количество крупных карбидов. В случае растворения карбидов при термооб работке углерод не успевает равномерно распределить ся по объему зерна и его содержание в зерне будет уменьшаться от периферии к центру. Следовательно, пе риферия зерна более твердая и хрупкая и менее воспри имчивая к наклепу, что при работе приводит к быстро му выкрашиванию зерен.
Наличие карбида (Fe, Мп)3С, особенно по границам зерен, способствует охрупчиванию стали. Ю. В. Грдина с сотрудниками провели фрактографический анализ об разцов стали 110Г13Л и обнаружили на границах зерен и линиях скольжения карбид (Fe, Мп)3С переменного сос тава. Согласно этим данным, именно карбиды ответст венны за охрупчивание стали в процессе эксплуатации.
Для аустенитной марганцовистой стали характерно