CC BY
63
УДК 669.14.018.8:621.785.52/53
ФОРМУВАННЯ СТРУКТУРНОГО СТАНУ ПОВЕРХНЕВИХ ШАРІВ СТАЛІ 04Х18Ч-ГР У ПРОЦЕСІ ВИСОКОТЕМПЕРАТУРНОЇ ЦЕМЕНТАЦІЇ
В.Г. Міщенко, професор, д.т.н., О.І. Меняйло, аспірант, А.І. Маказан, інженер, П.Ю. Долгорукий, викладач, Запорізький національний університет
Анотація. Результати досліджень процесів формування високохромистих фаз дозволили розробити систему легування вуглецем, режими високотемпературної цементації, забезпечивши підвищення якісних показників листових корозійностійких сталей.
Ключові слова: високохромисті фази, високотемпературна цементація, корозійностійка сталь.
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ СТАЛИ 04Х18Ч-ГР В ПРОЦЕССЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ЦЕМЕНТАЦИИ
В.Г. Мищенко, профессор, д.т.н., А.И. Меняйло, аспирант, А.И. Маказан, инженер, П.Ю. Долгорукий, преподаватель, Запорожский национальный университет
Аннотация. Результаты исследований процессов формирования высокохромистых фаз позволили разработать систему легирования углеродом, режимы высокотемпературной цементации, обеспечив повышение качественных показателей листовых коррозионностойких сталей.
Ключевые слова: высокохромистые фазы, высокотемпературная цементация, коррозионностойкая сталь.
FORMATION OF STRUCTURAL STATE OF SURFACE LAYERS OF 04CR18R-GR STEEL IN THE PROCESS OF HIGH-TEMPERATURE CARBURIZATION
V. Mischenko, Professor, Doctor of Technical Science, A. Menyaylo, post-graduate,
A. Makazan, engineer, P. Dolhorukyi, lecturer, Zaporizhzhya National University
Abstract. The research results of processes of forming high-chromium phases enabled working out the system of carbon alloying and the regimes of high-temperature carburization that provided the improvement of qualitative indices of sheet stainless steels.
Key words: high-chromium phases, high-temperature carburization, stainless steel.
Вступ
Хромисті економнолеговані сталі 06Х18ч і 04Х18ч-ГР використовують в автомобілебудуванні та для побутових потреб - для виготовлення столових виробів і посуду. Ці сталі мають високу пластичність, здатність до полірування, корозійну стійкість (на відміну від хромомарганцевих сталей) та низьку собівартість (в порівнянні з нікелевмісними аустенітними сталями) [1, 2].
Висока пластичність вищевказаних сталей зумовлена низьким вмістом мартенситної складової, у порівнянні з відомою сталлю 08Х17. Підвищення кількості феритної складової у двофазних ферито-мартенситних хромистих сталях спостерігається при додаванні у сталь РЗМ. У роботі [3] вказано, що введення 2 % хрому в сталь 06Х16 рівноцінне 0,04 % РЗМ, тому що кількість фериту в обох випадках була однаковою і становила 70 %.
Зниження кількості мартенситної складової з 20-15 % до 12-8 % у хромистих сталях відбувається також за зниження вмісту вуглецю від 0,08-0,06 % мас. (сталі 08Х18ч та 06Х18ч) до 0,04-0,03 % (сталь 04Х18ч-ГР), що пов’язане з відповідним звуженням у-області на діаграмі стану Fe-Cr-C [4, 7, 8]. А висока здатність до полірування сталей 04Х18ч-ГР та 06Х18ч зумовлена відсутністю твердих включень карбонітридів, які спостерігаються у структурі сталей 12Х18Н9, 10Х14АГ15 і оксидів та карбонітридів титану
- сталь 08Х18Т1 [2].
Найбільшу пластичність двофазні сталі мають після термічної обробки - відпалу при 760 °С, або, відповідно до структурної діаграми [5], коли мають структуру і властивості, близькі до рівноважного стану. Двофазні хромисті сталі можна також значною мірою зміцнювати хіміко-термічною обробкою, що надасть змогу значно розширити сферу їх застосування.
Наприклад, високотемпературну цементацію в деревно-вугільних сумішах застосовують для підвищення зносостійкості та експлуатаційних характеристик поверхневих шарів хромистих сталей для виготовлення різального інструменту в умовах серійного, дослідного або ремонтного виробництва (наприклад, сталь 20Х13). Структура сталі 20Х13 за температури 1030 °С являє собою лише одну фазу - аустеніт. В аустеніті може розчинитися значна кількість вуглецю, в результаті чого після гартування частина аустеніту може перетворитися бездифузійним шляхом у мартенсит. Саме утворення мартенситу, а також дисперсних карбідів у поверхневих шарах спричиняє підвищення твердості, зносостійкості інструменту [6].
Аналіз публікацій
Аналіз літературних джерел не виявив прикладів використання високотемпературної цементації для двофазних хромистих сталей типу 04Х18ч-ГР.
Структура цих сталей за температури близько 1300 К являє собою суміш двох фаз - фериту й аустеніту [4], причому зменшення вмісту аустенітної складової до 8-12 %, порівняно з відповідним до діаграми стану Fe-Cr-C, пов’язане також із впливом РЗМ на кількість феритної складової у сталі 04Х18ч-ГР.
Хромовмісний ферит навіть за високих температур може розчинити достатньо незначну кількість вуглецю (до 0,02 % С). В той же час підвищення концентрації вуглецю в аустеніті призведе до зсуву вправо С-подібних кривих ізотермічного розпаду аустеніту та зниження положення точки Мн - початку мартенситно-го перетворення. Тому після цементації та гартування двофазних сталей типу 04Х18ч-ГР слід очікувати виникнення наступного формування структурного стану: зміни співвідношення структурних складових (структурно вільного фериту і мартенситу), перетворення всього або частини мартенситу (до 12 %) в аустеніт; можлива зміна кількості фериту в результаті міграцій меж зерен; внаслідок розчинення в ньому вуглецю та перетворення частини фериту в іншу фазу. Підвищене насичення поверхневих шарів вуглецем призведе також до утворення карбідів на межах або всередині зерен.
Можлива також наступна зміна структурного стану, зокрема отримання після гартування стабільного аустеніту замість мартенситу, що сприятиме підвищенню пластичності (5, у) поверхневих шарів сталі з відповідним незначним зниженням твердості і характеристик міцності (о0,2 ов). Застосувавши наступне гартування або гартування із відпуском, можна одержати мартенситну структуру і, відповідно, високі твердість і міцність.
Мета і постановка задачі
Метою даної роботи є дослідження структурних змін поверхневих шарів двофазної сталі 04Х18ч-ГР після цементації в деревному вугіллі за температури 1030 °С протягом трьох годин та безпосереднього охолодження в індустріальній оливі з температури цементації.
Матеріали і методика досліджень
Для досліджень було використано зразки сталі 04Х18ч-ГР (табл. 1).
В якості шихтових матеріалів використали: армко-залізо, хром металічний Х00; ферохром ФХ004Б; силікокальцій СК-30; фероце-рій ФЦМ-5; силікобарій, феромарганець, феросиліцій.
Після введення легувальних елементів до розплаву його температура знизилася від 1890 К до 1840 К. Потім метал виливали в керамічні форми, попередньо нагріті до температури 670-870 К.
Таблиця 1 Хімічний склад досліджуваної сталі (ТУ 14-15-321-93*)
Марка сталі Вміст легувальних елементів, % мас
С Сг Si Мп № S н.б. Р н.б.
1 2 3 4 5 6 7 8
04Х18 ч-ГР 0,03 16,4 0,5 0,6 0,5 0,03 0,02
Примітка. * У сталь вводиться мішметал або фероцерій із розрахунку 0,15 % церію і силікокальцій із розрахунку 0,2 % кальцію.
Охолодження проводили на повітрі. Потім нагріті до 1270 К виливки кували на пневматичному молоті на сутунки товщиною 15 мм, які на лабораторному стані прокатували при 1520 К до товщини 3,8 мм. Температура кінця прокатування була 1170 К. Травлення гарячекатаного металу здійснювали у виробничих умовах заводу «Запоріжсталь». Після лужно-кислотного травлення гарячекатаний метал піддавали холодній прокатці на лабораторному стані до товщини 2,8 мм зі збереженням ступеня деформації, прийнятої на заводі «Запоріжсталь». Режими рекристалізаційної термообробки вибирали залежно від необхідного структурного стану металу, а також з урахуванням можливостей заводу-виробника «Запоріжсталь».
Для цементації було використано контейнер з нержавіючої сталі, який розміщували у шахтній електропечі СШОЛ-11.6 12-М3-У4.2, що розрахована на роботу за температур до 1500 К. Циліндр заповнювали твердим карбюризатором (деревним вугіллям) із запакованими в ньому зразками. Після витримки зразків у карбюризаторі за температури 1300 К протягом трьох годин здійснювали безпосереднє гартування в індустріальній оливі.
20: 30°^130°. Дослідження мікроструктури поверхневих шарів загартованих зразків та зразків після цементації проводили за допомогою мікроскопа МІМ-8. Мікротвердість визначали на приладі ПМТ-3.
Результати досліджень
На загартованих зразках положення дифракційних ліній та їхня інтенсивність характерні для фериту (ОЦК-ґратка), параметр ґратки а=0,2873 нм (рис. 1, а).
Відомо, що за температури близько 1300 К у хромистому фериті розчинність вуглецю збільшується і становить понад 0,02 % мас. Це значно перевищує рівноважну концентрацію за кімнатної температури понад 0,006 %. Оскільки після гартування з 1030 К фіксується нерівноважна структура фериту, то отримане значення параметра ґратки перевищує її рівноважне значення, яке становить
0,2866 нм.
а(110)
7(111)
У(311)
у (222)
У(220) а(211)
У(200) а(200) * * ,
(220)
ЗО 40 50 60 70
90 100 110 120 130
а
б
Для порівняння провели термообробку неце-ментованих зразків. Температура нагрівання зразків становила 1300 К, витримка - 5 хв, після цього зразки були загартовані в індустріальній оливі.
Для проведення рентгеноструктурного аналізу дослідних зразків застосовували ДРОН-3М. Дифрактограми одержували при використанні Со-Кщ - випромінювання (^=0,179021 нм), без використання Р-фільтра в інтервалі кутів
Рис. 1. Дифрактограми з поверхні зразків: а - після термічної обробки зразка: 1030 °С, витримка 5 хв, охолодження в оливі; б - після цементації з 1070 °С, витримка 180 хв, безпосереднє охолодження в оливі
Металографічні дослідження та вимірювання мікротвердості підтвердили результати рентгеноструктурного аналізу (рис. 2).
Рис. 2. Мікроструктура сталі 04Х18ч-ГР до цементації, х500
Після ґартування з 1300 К мікроструктура сталі залишилась двофазною - світлі та темні ділянки. При цьому вміст світлої та темної складової, розрахований за методом випадкових відрізків, також залишився незмінним і становив близько 12 %.
Мікротвердість світлих ділянок (фериту) становила близько 390,14 кгс/мм2, а темних (мартенситу) - 669,25 кгс/мм2.
На основі наведених вище результатів досліджень, а також діаграми стану Fe-Cг-C було встановлено, що структура сталі після гартування з температури 1300 К являє собою суміш двох фаз - фериту (88 %) і низьковуглецевого мартенситу (12 %). Розмір феритних зерен становив 5-20 мкм, а мартенситних, розташованих на межах зерен фериту, -5 мкм.
Після цементації сталі 04Х18ч-ГР було проведено рентгеноструктурний аналіз шарів, що знаходились на глибині близько 10 мкм від поверхні зразка. На дифрактограмі було виявлено лінії, що відповідають двом фазам
- з ОЦК і ГЦК-ґратками (рис. 1, б). Розраховані параметри ґраток ОЦК і ГЦК структур (0,2891 і 0,3614 нм відповідно) дозволили встановити двофазну структуру нерівноваж-ного фериту й аустеніту, причому, використавши кількісний рентгенівський фазовий аналіз, було визначено, що кількість аустеніту становила близько 40 % за об’ємом.
Мікроструктура цементованих зразків на глибині 40 мкм від поверхні являла собою структурновільний ферит (світла - травлена складова) та аустеніт (більш темна складова) (рис. 3). Темна фаза є достатньо неоднорід-
ною за мікротвердістю: 712,4 кгс/мм2 у більш світлій ділянці (рис. 3, а) і 1082,4 кгс/мм2 у більш темній (рис. 3, б). Тому можна визначити, що ділянки аустеніту неоднорідні, із включеннями продуктів його розпаду - мартенситу. Середнє значення мікротвердості світлої фази структурновільного фериту становить 457 кгс/мм2, а його кількість становила 40 %.
б
Рис. 3. Мікроструктура сталі 04Х18ч-ГР після цементації, х500
Висновки
1. В результаті підвищення концентрації вуглецю у фериті під час цементації параметр ґратки фериту збільшився з 0,2873 нм до
0,2891 нм.
2. Методами металографічного, дюрометри-чного та кількісного рентгенофазового аналізу встановлено співвідношення фазових складових на цементованих зразках: 40 % -ферит, 40 % - аустеніт, 20 % - мартенсит.
Література
1. Волчок И.П. Повышение пластичности
хромистых коррозионностойких сталей мартенситноферритного класса / И.П. Волчок, В.Г. Мищенко // Строительство, материаловедение, машиностроение : сб. научн. тр. «Стародубовские чтения». - Днепропетровск: «ПГАСА».
- 2000. - Вып. 10. - С. 67-70.
2. Мищенко В.Г. Хромистые нержавеющие
стали для столовых приборов и посуды / В.Г. Мищенко // Нові конструкційні сталі і сплави та методи їх обробки для підвищення надійності та довговічності виробів: мат. VI міжнародної конф., 27-29 вересня 1995 р. - Запоріжжя: ХДТУ, 1995. - 83 с.
3. Мищенко В.Г. Внепечное рафинирование
коррозионностойких сталей / В.Г. Мищенко // Нові матеріали і технології в металургії та машинобудуванні. - Запоріжжя: ЗДТУ. - 2000. - Вип. 2. - С. 56-60.
4. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали /
Ф.Ф. Химушин. - М.: Металлургия, 1967. - 798 с.
5. Міщенко В.Г. Технологічні основи керу-
вання структурою і властивостями корозійностійких сталей : автореф. дис... на здобуття наук. ступеня д-ра техн. наук : спец. 05.02.01 «Матеріалознавство» / В.Г. Міщенко. - Запоріжжя, 2008. - 44 с.
6. Тарасов Н.А. Структура и свойства диф-
фузионных слоев, формирующихся на легированных сталях при цементации в активированных древесно-угольных смесях / Н.А. Тарасов // МИТОМ. -2007. - № 2. - С. 32-35.
7. Гудремон Є. Специальные стали. Т.1 /
Є. Гудремон. - М.: Металлургия, 1959. -952 с.
8. Коломбье Л. Нержавеющие стали / Л. Ко-
ломбье, И. Гохман. - М.: Металлургиз-дат, 1964. - 688 с.
Рецензент: Л.А. Тимофеєва, професор, д.т.н., ХНАДУ.
Стаття надійшла до редакції 27 травня 2011 г.
