Добавил:
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз: Предмет: Файл:

книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

.pdf
Скачиваний:
30
Добавлен:
25.10.2023
Размер:
13.28 Mб
Скачать

Суммарное 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

тгп

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-

Р и с . 97. В л и я н и е р а з м е ­ р а з е р н а ( б а л л а п о Г О С Т 5 6 3 9 — 51) н а у д а р н у ю в я з к о с т ь с т а л и 1 1 0 Г 1 3 Л [107]

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

Соседние файлы в папке книги из ГПНТБ