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

Кармазин отмечает, что из-за интенсивности выделения карбидов 1% Сг снижает ô на ~20% .

В. И. Власов и Е. Ф. Комолова показали, что при на­ личии в стали 3% Сг ударная вязкость примерно вдвое меньше по сравнению со сталью исходного состава. С понижением температуры испытания отношение вели­ чин öHстали без хрома и с 3% Сг почти не изменяется Хрупкое разрушение образцов при наличии хрома в ста­ ли наступает при более высокой температуре (см. рис. 102). И. Р. Крянин также отмечает снижение ударной вязкости стали при легировании ее хромом, что объясня­ ется образованием хромсодержащих карбидов, не рас­ творяющихся полностью в аустените при обычных режи­ мах нагрева под закалку. Концентрации хрома до 1,3% автор считает безопасными.

Отмечено благотворное влияние хрома на вязкость малоуглеродистых марганцовистых сталей при низких температурах, особенно эффективное в сочетании с ни­ келем.

Хром увеличивает стойкость аустенита при нагреве и наклепе, что, по мнению ряда авторов, является осно­ вой повышения износостойкости. В то же время в работе [119] подчеркивается отсутствие влияния хрома на изно­ состойкость стали.

Из приведенных данных следует, что легирование вы­ сокомарганцовистой стали хромом, по-видимому, целесо­ образно если необходимо повысить прочностные свойст­ ва и износостойкость.

Т и т а н добавляют в сталь 110Г13Л для повышения износостойкости. Введение титана измельчает структуру стали при первичной кристаллизации, устраняет столб­ чатое строение отливок. (По мнению Ю. А. Шульте, ти­ тан с азотом образует тугоплавкие нитриды, которые служат центрами кристаллизации.) Измельчение зерна и приводит к увеличению износостойкости.

Увеличение содержания титана до 0,31% сильно за­ грязняет сталь неметаллическими включениями — нитри­ дами и карбидами титана. Хотя эти включения не распо­ лагаются по границам зерен, они все же снижают общую прочность металла, как и другие неметаллические вклю­ чения. Углы и ребра могут служить концентраторами на­ пряжений при нагружении и способствовать разрушению металла. Это, по-видимому, является причиной того, что

добавка к стали 0,1 — 1% Сг значительно снижает пла­ стичность и ухудшает механические свойства. Однако ле­ гирование стали Гадфильда титаном не меняет уровня механических свойств.

В литературе имеются также сведения о положитель­ ном влиянии титана на свойства стали Гадфильда.

На рис. 103,6 показано, что титан понижает вязкость и пластичность стали и повышает ее твердость. М. С. Ми­ халев и Р. 3. Кац [120] считают, что если титан дополни­ тельно раскисляет сталь, то ее свойства улучшаются, а в

степенью предварительного раскисления стали. В хоро­ шо раскисленной стали действие малых добавок мало­ эффективно и неблагоприятно.

Эксплуатационные свойства отливок из стали 110Г13Л определяются в основном ее способностью к на­ клепу, которая возрастает с повышением пластичности. Пластичность стали является функцией чистоты и струк­ туры твердого раствора Fe — Mn — С. Растворимые при­ меси или фазы, по мнению авторов, будут повышать соп­ ротивление пластической деформации и снижать харак­ теристики пластичности. Поэтому одно из требований, которому должна отвечать добавка, заключается в обес­ печении хорошего рафинирования и удаления образую­ щихся продуктов в шлак.

Очевидно, небольшие добавки карбидообразующих элементов снижают свойства хорошо раскисленной стали из-за образования мелкодисперсных труднорастворимых фаз, которые при кристаллизации оттесняются к грани­ це зерен, снижая пограничную и общую прочность стали.

В а н а д и й , согласно литературным данным, играет особую роль в повышении начальной прочности и твердо­ сти марганцевого аустенита, что обеспечивает сопротив­ ление истиранию в начальной стадии износа, пока под действием ударных нагрузок еще не появился накле­ панный слой. С увеличением содержания ванадия резко возрастают напряжения, необходимые для деформации

вначальный период износа.

Вуглеродистую сталь ванадий вводят для измельче­ ния структуры при первичной кристаллизации. По неко­

торым данным, введение 0,25 п 0,35% V не приводит к из­ мельчению зерна. В отдельных участках образца, близ­ ких к термическому центру, наблюдаются даже более крупные зерна, чем в марганцовистой стали без ванадия. Однако Ю. А. Шульте с сотрудниками считают, что до­ бавки до 0,3% V измельчают зерно аустенита. В литом со­ стоянии карбиды ванадийсодержащей стали более мел­ кие, они располагаются по границам и внутри зерен. Кроме того, ванадий способствует уменьшению ликвации марганца и снижает чувствительность стали к перегреву при термической обработке.

На рис. 103, в показана зависимость механических свойств от концентрации ванадия в стали 110Г13Л. Вид­ но, что ванадий (до 0,7%) увеличивает прочностные ха­ рактеристики и твердость и снижает пластичность стали.

П. А. Сорокин с сотрудниками при легировании стали 110Г13Л 0,15% Ѵ+0,12% Ті не нашел какого-либо изме­ нения механических свойств. В некоторых работах от­ мечена даже повышенная пластичность и достаточно вы­ сокая вязкость при легировании стали 0,15—0,4% V.

Легирование стали Гадфильда ванадием приводит к повышению порога хладноломкости.

Согласно данным М. С. Михалева и Р. 3. Каца, вана­ дий как раскислитель слабее титана, и поэтому его дей­ ствие на сталь менее эффективно. По сравнению с тита­ ном он должен меньше повышать механические свойства при раскислении стали и меньше снижать их при повы­ шенном ее исходном качестве.

Все авторы указывают на повышение износостойко­ сти стали от 20—25 до 150—200% при легировании ее ва­ надием.

Исследование тонкой структуры стали 110Г13Л пока­ зало, что структура стали с оптимальным количеством ванадия и титана характеризуется меньшим параметром решетки аустенита, измельчением блоков субструктуры и более интенсивным уменьшением размеров блоков при деформации. Авторы делают вывод о том, что оптималь­ ные присадки ванадия и титана, обеспечивающие наибо­ лее благоприятную структуру, приводят к росту износо­ стойкости стали.

Ниобий, как и другие сильные карбидообразователи, резко повышает предел текучести стали 110Г13Л и слабо влияет на ее пластичность. Многочисленные результаты

исследований влияния ниобия на свойства марганцови­ стой стали подчеркивают высокую эффективность дейст­ вия этого элемента.

Ниобий измельчает зерно и в литом состоянии способ­ ствует очищению границ зерен от карбидной сетки.

Добавка к стали 0,3—4% Nb повышает на 200 град температуру начала разупрочнения при пластической де­ формации в условиях повышенных температур.

В. Н. Кащеев с сотрудниками [121] предложил сле­ дующий механизм влияния легирования ниобием на из­ носостойкость стали. Дополнительное упрочнение стали, легированной ниобием, определяется сопротивлением движению дислокаций со стороны дисперсных частиц NbC. Повышение температуры закалки до 1150—1200° С приводит к росту концентрации углерода в этих частицах, приближая их состав к стехиометрическому. Вклад дис­ персных частиц в упрочнение сплава возрастает как при

рядка в упрочненной структуре карбидов.

Молибден увеличивает сопротивление стали 110Г13Л ударному износу. Легируя аустенит и сложные кар­ биды, молибден уменьшает чувствительность стали к пе­ регреву.

Легирование стали молибденом при одновременном снижении содержания углерода до 0,5% и марганца до 5—7% способствует улучшению прочностных свойств, не снижая пластичности. Ценное свойство молибдена как легирующего элемента проявляется в снижении хладно­ ломкости марганцовистого аустенита. По мере увеличе­ ния содержания молибдена в малоуглеродистых сталях •(0,4—19% Мп) ударная вязкость при отрицательных температурах повышается. Это свойство молибдена про­ является и в высокоуглеродистых марганцовистых сталях.

О природе упрочнения аустенитной высокомарганцевой стали

Высокая износостойкость стали 110Г13Л в условиях одновременного воздействия истирания и динамических или высоких удельных статических нагрузок объясняется

интенсивным упрочнением стали при внешнем нагруже­ нии. Эта сталь уникальна и с момента ее создания (более

рельсов, траки гусениц и т. и.

В последние годы высокая стойкость и упрочнение стали при наклепе объясняются тремя основными при­ чинами:

1) образованием вторичных фаз в плоскостях сдвига, которые являются эффективными барьерами, затрудня­ ющими пластическое течение;

2) изменением тонкой кристаллической структуры (фрагментацией зерен, измельчением блочности и возник­ новением микронапряжений);

3) интенсивным образованием дефектов упаковки аустенита при внешнем воздействии.

В первые годы изучения природы упрочнения стали 110Г13 при наклепе главной причиной упрочнения счита­ ли образование «-мартенсита по линиям скольжения (мартенситная теория упрочнения стали Гадфильда).

Было высказано предположение, что «-фаза образу­

фазы на рентгенограмме объяснялась влиянием наклепа и слишком малым количеством высокодисперсной «-фа­ зы, рассеянной по всему объему исследуемого образца.

В работе [122] повышение магнитное™ деформиро­ ванной марганцовистой стали объяснено у-»-а-превраще- нием. Считается, что продукты этого превращения, рас­ полагаясь по плоскостям скольжения, препятствуют пла­ стическому течению металла. Эти же взгляды позднее были высказаны в работе [123].

Некоторые авторы отмечают, что выпадение частиц a -фазы происходит мгновенно по плоскостям скольже­ ния. При динамическом сжатии выделяется тепло, в ре­ зультате чего происходит отпуск «-мартенсита с образо­ ванием карбида. О присутствии карбидов авторы судили по изменению магнитных свойств (точки Кюри).

Однако существуют работы, отрицающие роль «-мар­ тенсита как упрочняющего фактора.

После того как Холл и Хов обнаружили в наклепан­ ной стали линии a -фазы, более тщательными исследова­ ниями было установлено, что появление линий a-фазы на

рентгенограммах связано с наличием на поверхности обезуглерожеппого слоя. Измерения плотности накле­ панного металла, проведенные Холлом, нельзя считать доказательством существования сх-мартенсита. Согласно данным [124], изменение плотности металла при пласти­ ческой деформации наблюдается при распаде твердых растворов, не сопровождающемся образованием мартен­ сита.

Нельзя отрицать, что в определенных температурных и деформационных условиях аустенит может распадать­ ся с образованием гх-фазы, но это не значит, что в усло­ виях износа процесс образования мартенсита является превалирующим. Мартенситная теория не убедительна для объяснения истинной причины упрочнения стали 110Г13.

Как было установлено, наиболее интенсивное упроч­ нение совпадает не с образованием мартенсита дефор­ мации, а с изменением в тонкой кристаллической струк­ туре. Мартенсит образуется, но в таком малом количест­ ве, что его влияние на упрочнение слишком мало, чтобы приписать мартенситу главную роль в упрочнении. Пока­ зано, что образование мартенсита начинается только пос­ ле деформации 30—50%. Наибольшая интенсивность об­ разования достигается при прокатке на 85%; (всего 1,4% a -фазы). Максимальному приросту твердости не соответ­ ствует максимальный прирост количества сс-фазы. Это является важным доказательством неправильности ут­ верждения о том, что мартенсит является главным фак­ тором упрочнения стали И0Г13.

С помощью просвечивающей электронной микроско­ пии было показано [125], что в процессе холодной пластической деформации зерна аустенитной марганцови­ стой стали разделяются на пачки плоскостями скольже­ ния. Следы деформации являются канавками треуголь­ ного сечения, составленными из двух плоскостей, пересе­ чение которых образует резкую линию, ограничивающую глубину канавок. Авторы делают заключение о том, что эта линия является следом очень тонкой пластины е-фа- зы. Дисперсные слои е-фазы, возникающие на дефек­ тах упаковки, и являются, по их мнению, причиной упрочнения.

В работе [126] установлено, что ударное сжатие силь­ нее, чем растяжение, упрочняет сталь 110Г13. Это разли­

Коллет предлагает следующий механизм упрочнения: а) образование гексагонального е-мартенсита; б) образование о. ц. к. а-мартенсита;

в) сегрегация углерода и выделение карбидов при по­ вышенных температурах.

Процесс карбидообразования в стали 110Г13 при де­ формации фактически не изучен. Одни исследователи со­ вершенно игнорируют карбидообразование, другие, ссы­ лаясь на рентгенографические данные об изменении па­ раметра решетки аустенита, утверждают, что карбиды выделяются и играют большую, едва ли не основную, роль в упрочнении.

Общей для процессов изотермического выделения карбидов и образования их при пластической деформа­ ции является их диффузионная природа, зависящая от температуры и времени теплового воздействия.

Пластическая деформация сопровождается тепловы­ ми эффектами, локально сосредоточенными в микро- и субмикрообъемах. Интенсивность тепловых эффектов и степень рассеяния тепла зависят от способа и скорости деформации. Карбиды, образующиеся диффузионным пу­ тем, как и карбиды при низкотемпературном отпуске, должны существенно отличаться от карбидов, образо­ вавшихся при распаде y-твердого раствора в условиях высоких температур, как по химическому составу, так и по степени дисперсности.

Коллет с сотрудниками провели наиболее системати­ ческое исследование процессов карбидообразования при наклепе стали 110Г13. Ни при каких видах даформации при комнатной температуре линии карбидов на рентгено­ граммах и электронограммах не были обнаружены. Из­ менение параметра может быть связано не только с вы­ делениями, но и с перестройкой атомной структуры внутри твердого раствора (например, сегрегации, или расслоения).

Уменьшение параметра кристаллической решетки аустенита свидетельствует о выделении карбидов, об этом свидетельствуют также характерные линии на рент­ генограммах. Являются ли эти карбиды продуктами рас­ пада аустенита или продуктами отпуска мартенсита, не­ известно.

Авторы полагают, что диффузия в течение коротких периодов тепловыделения при деформации не может

привести к образованию карбидов, их появление должно быть результатом отпуска мартенсита. Тогда влияние карбидов на упрочнение должно быть тесно связано с процессами образования мартенсита. Если же мартенситообразование сомнительно, то карбиды не могут иг­ рать большой роли в упрочнении стали.

Кроме того, следует отметить, что миграция атомов углерода и выделение карбидов при повышенной темпе­ ратуре деформации могут иметь место и в других аустенитных сталях, например в никелевых и хромони­ келевых, однако наблюдаемое упрочнение других сталей значительно ниже упрочнения марганцовистого аусте­ нита.

По мнению ряда авторов, большую роль в упрочне­ нии аустенитной марганцовистой стали играет изменение тонкой кристаллической структуры аустенита в процессе деформации.

Известно, что измельчение блоков является необходи­ мым условием упрочнения при наклепе и наиболее интен­ сивное упрочнение, наблюдаемое на ранних стадиях де­ формации, сопровождается наиболее интенсивным дроб­ лением блоков. Однако большое различие в способности к упрочнению разных твердых растворов нельзя объяс­ нить одной лишь величиной областей когерентного рас­ сеяния. Достижение критического размера блоков не оз­ начает, что сталь не может упрочняться при последую­ щей пластической деформации, и критический размер блоков не определяет предела упрочнения стали.

В работе [127] указано, что первые 5% деформации характеризуются быстрым измельчением блоков, затем процесс дробления блоков замедляется и при деформа­ ции 30% становится едва заметным. Скорость достиже­ ния критического размера блоков, а также минимальная величина блоков зависят от температуры и способа де­ формации. В стали 110Г13 дробление блоков приоста­ навливается при деформации 30—40%, но упрочнение продолжается при деформации свыше 70% (рис. 104)

Некоторые авторы объясняют прекращение дробле­ ния блоков при продолжающейся деформации процесса­ ми «схватывания», т. е. восстановлением величины бло­ ков, несмотря на то, что механизм деформации (сколь­ жение) не изменяется. Это объяснение кажется малове­ роятным.

О. В. Богородский и Я- С. Уманский считают, что из­ мельчение блоков мозаичной структуры является глав­ ной причиной упрочнения стали 110Г13 и что оно зависит от способа деформации. Минимальная величина блоков, равная 2-10~6 см, соответствует деформации статиче­ ским сжатием, приводящей к небольшому упрочнению. Сделан вывод о том, что такое сильное дробление блоков вызвано выделением чрезвычайно дисперсных карбидов, которые концентрируются по границам зерен и блоков.

Рис. 104. Изменение разме­ ра блоков D, микронапря­ жений Аа/а и твердости HRC при прокатке стали 110Г13Л [127]

Оджатие, %

В подтверждение этого вывода приведены общеизвестные данные об уменьшении параметра решетки аустенита с увеличением степени деформации.

В работах [128, 129] большое значение в упрочнении металлов отводится напряжениям II рода, характеризу­ ющим величину упругой деформации микрообластей. Од­ нако напряжения II рода определяют только предельный уровень прочности, который может быть достигнут в ре­ зультате изменения микро- и субмикроструктуры зерен при деформировании металла.

О. В. Богородский показал, что величина микронап­ ряжений незначительна и потому большое влияние их на упрочнение стали маловероятно.

Статические неупорядоченные смещения атомов в ре­ шетке или искажения II рода, уменьшающие интенсив­ ность рентгеновских интерференций, появляются в ос­ новном на границах зерен и блоков. В начальный период