CC BY
33
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2004 р. Вип. №14
УДК 669.14.018.295: 54 -172
Чейлях А.П.1
НОВЫЕ ВЫСОКОПРОЧНЫЕ БЕЗНИКЕЛЕВЫЕ МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ СТАЛИ
Разработаны новые экономнолегированные (безникелевые) высокопрочные стали с уровнем прочности ив >1500 МПа. Исследовано влияние хрома в пределах от 1,92 % до 8,37 % на положение мартенситной точки (Мц), структуру, фазовый состав, кинетику превращения метастабилъного аустенита в мартенсит при на-гружении в процессе испытаний и комплекс механических свойств новых сталей. При оптимальном фазовом составе и развитии деформационного мартенситного у—>а' превращения при испытаниях (ДМПИ) в сталях достигается повышенный уровень механических свойств.
Большинство известных высокопрочных сталей (уровня прочности св > 1500 МПа) например мартенситно-стареющие, TRIP-стали и другие обычно содержат в больших количествах дорогие остродефицитные компоненты - 4-^11 % Ni, 2-ю % Мо, некоторые 2-^9 % Со [1 - 4]. Это в ряде производств сдерживает их широкое использование. Проблема экономии указанных компонентов в последние годы приобрела все более актуальное значение для Украины и других стран СНГ и Западной Европы.
Решение проблемы заключается в создании безникелевых экономнолегированных высокопрочных сталей весьма перспективного использования за счет метастабильных состояний аустенита, претерпевающего (у—>а' и у—>е') ДМПИ, например, в хромомарганце-вых сталях переходного класса с 13-14 % Сг [5]. Однако в тех случаях, когда требования коррозионной стойкости не являются определяющими, нет необходимости легировать высокопрочные стали повышенным количеством (12-15 %) хрома. Опытные данные о хромо-марганцевых сталях с более низким содержанием хрома весьма ограниченны и относятся в основном к стали 3 0Х ЮГ 10 и её модификациям аустенитного класса [1]. Сведения о влиянии меньших количеств хрома на фазовый состав, степень деформационной метастабильно-сти аустенитной фазы в сталях на Fe-Cr-Mn основе в литературе не встречаются.
Целью настоящей работы является создание новых высокопрочных безникелевых метастабильных сталей, по свойствам, не уступающим дорогим аналогам, на основе изучения2 влияния пониженного содержания хрома на фазовые превращения, структуру и свойства.
Разработаны составы новых безникелевых хромомарганцевых сталей, содержащих 2-8 % хрома, (см. табл. 1).
Таблица 1- Химический состав хромомарганцевых сталей
Марка Содержание элементов, мае. %
стали С Сг Мп Si V
30Х2Г6С2Ф 0,28 1,92 6,33 1,64 0,18
30Х4Г6С2Ф 0,31 3,25 6,61 1,98 0,20
30Х6Г6С2Ф 0,34 5,50 6,57 2,03 0,17
30Х8Г6С2Ф 0,35 8,37 6,76 2,05 0,16
1 ГТГТУ, д-р техн. наук, профессор
2 В исследованиях принимала участие О.В. Лукьянчикова
3 С участием Л. С. Малинова
Стали выплавляли в индукционной печи с основной футеровкой и разливали в слитки массой ~ 15 кг. Слитки ковали на прутки сечением 11x11 мм, из которых после отжига изготавливали образцы для различных исследований. При исследовании использовали дифференциально-термический, дилатометрический, магнитометрический, металлографический методы. Кинетику у—>а' ДМПИ изучали непосредственно в процессе испытаний на кручение по методике работы [6]. Испытания свойств проводили при растяжении (ГОСТ 1497-84), кручении (ГОСТ 3565-78), динамическом изгибе образцов с и-образным надрезом (ГОСТ 9454-78). Испытания на изнашивание в условиях трения-скольжения металла по металлу проводили на машине МИ-1М. Относительную износостойкость (в) определяли отношением потерь массы эталона (отожженная сталь 45) к потерям массы образца за одинаковое время (20 мин.).
Введение в сталь небольшого количества ванадия обеспечивает сохранением мелкого зерна в связи с образованием труднорастворимых карбидов УС.
В стали 30Х2Г6С2Ф после закалки с 1000 °С содержится 80-82 % мартенсита и остаточный аустенит (Аост). Кроме того, в структуре всех рассматриваемых сталей присутствует небольшое количество (4-5 %) карбидов, (Ге,Сг)3С, УС, содержание которых изменяется при термообработке.
Под влиянием хрома наблюдали снижение мартенситной точки (Мн) в среднем на 30-35 °С на каждый 1 % Сг (рис. 1), что соответствует данным [7]. Это связано с увеличением термодинамической устойчивости у - фазы при у —» а превращении [8] и упрочнением аустенита [9]. В результате этого с увеличением содержания хрома с 1,92 до 8,37 %в сталях уменьшается количество мартенсита и возрастает объем аустенита с 18 % до 98-100 %, что сопровождается снижением их твердости (рис. 1).
По преимущественному содержанию фаз разработанные стали относятся к следующим структурным классам: 30Х2Г6С2Ф - мартенсит-но - аустенитному, 30Х4Г6С2Ф и 30Х6Г6С2Ф -к аустенитно - мартенситному и 30Х8Г6С2Ф к аустенитному. М икроструктура сталей с различным содержанием хрома приведена на рисунке 2 а, в, д. Мартенсит в исследованных сталях имеет преимущественно реечное (пакетное) строение. Аост располагается в виде прослоек между мартенситными рейками, либо при значительном (около 50 %) его содержании - в виде отдельных зерен (областей). В структуре сталей наблюдаются дисперсные не растворившиеся частицы карбидов. Аустенит в структуре сталей метастабилен и при деформации превращается в мартенсит. Кинетика и объем его ДМПИ зависят от содержания хрома и фазового состава сталей (рис. 3). При малом количестве Аост в стали 30Х2Г6С2Ф мартенситная кривая выпукла, характеризуется малой крутизной, низкой интенсивностью и значительной продолжительностью ДМПИ. С увеличением содержания хрома до 3,25 % интенсивность ДМПИ возрастает, а при дальнейшем его повышении до 8,37 % уменьшается (рис. 3) в соответствии с изменением фазового состава. При уменьшении количества мартенсита закалки менее 6-8 % и с увеличением содержания хрома с 5,50 до 8,37 % характер МКД изменяется с выпуклого на вогнутый (рис. 3).
В результате развития ДМПИ, в рабочей части разрушенных образцов на кручение исследованных сталей обн ару ж и вастся образование мартенсита деформации (рис. 2 б, г, е). В целом он имеет пакетное строение, однако отличается повышенной плотностью дислокаций, и множеством диспергированных карбидов, вероятно выделившихся вследствие протекания в
Рис. 1- Влияние хрома на т. Мн (1), твердость (2) и фазовый состав (3, 4, 5) стали 30Х2Г6С2Ф (закалка с 1000 °С, отпуск при 200 °С): 3 - у (аустенит); Аа' (мартенсит деформации) после испытаний: 4 - на кручение; 5 - на растяжение.
Рис. 2 - Микроструктура сталей 30Х4Г6С2Ф (а, б), 30Х6Г6С2Ф (в, г) и 30Х8Г6С2Ф (д, е) после закалки с 1000 °С и отпуска при 200 °С: а, в, д - исходная; б, г, е - в рабочей части разрушенных образцов; х 500.
ходе испытаний динамического деформационного старения. В деформированных зернах оставшегося не превращенным аустенита стали ЗОХ8Г6С2Ф наблюдали множество линий скольжения, двойников и дефектов упаковки (рис. 2 е).
Механические свойства разработанных сталей определяются исходным (после термообработки) фазовым составом и развитием ДМПИ. С увеличением содержания хрома в сталях после закалки с 1000 °С и отпуска 200 °С пределы текучести при испытаниях на растяжение и кручение снижаются (рис. 4), что объясняется уменьшением количества мартенсита закалки (рис. 1). Предел прочности при растяжении в сталях 30Х2Г6С2Ф и 30Х4Г6С2Ф находится на уровне 1900 МПа, а с увеличением содержания хрома до 8,37 % снижается до 1100 МПа. При испытаниях на кручение характер изменения предела прочности с увеличением содержания хрома аналогичен. Однако его максимум (тпч =1750 МПа) соответствует стали 30Х4Г6С2Ф (рис. 4 б) что объясняется значительным вкладом деформационного упрочнения (Ах) за счет ДМПИ при относительно небольшом понижении т0>5. Снижение тпч и ств с увеличением содержания хрома вызвано уменьшением количества мартенсита закалки, причем оно только частично компенсируется повышением величины деформационного упрочнения за счет ДМПИ. В
сС,% 100
Рис. 3 - Влияние хрома на кинетику ДМПИ после закалки с 1000 °С и отпуска при 200 °С сталей: 1 - ЗОХ2Г6С2Ф; 2 - ЗОХ4Г6С2Ф; 3 - ЗОХ6Г6С2Ф: 4 - ЗОХ8Г6С2Ф.
рассматриваемых сталях эта величина (Ат = тпч -т0,3?) пропорциональна количеству мартенсита деформации, образующегося в образцах к моменту разрушения (рис. 5). Это строго соответствует результатам анализа вклада ДМПИ в упрочнение сталей других систем легирования [10].
Наибольшей пластичностью при кручении обладают стали 30Х2Г6С2Ф и 30Х8Г6С2Ф (рис. 4 б) с менее интенсивной кинетикой ДМПИ (рис. 3). В сталях 30Х4Г6С2Ф и 30Х6Г6С2Ф с наиболее активной кинетикой ДМПИ относительный сдвиг при кручении несколько ниже. Низкая интенсивность ДМПИ в стали 30Х2Г6С2Ф обеспечивает наиболее высокие пластические свойства и при растяжении (8, (рис. 4 а) несмотря на присутствие значительного количества (82 %) мартенсита закалки. С увеличением содержания хрома до 8.37 % они снижаются, что вызвано активизацией ДМПИ.
2000
Г
2000
МПа
1500
1000
500
\6
КС1/, Да/си245
Ударная вязкость в зависимости от содержания хрома изменяется по кривой с максимумом (противоположно изменению пластичности) соответствующим стали 30Х6Г6С2Ф (рис. 4 б) с преимущественно аусте-нитной структурой и достаточно активной кинетикой ДМПИ. Следует заметить, что КСи, в отличие от пластических характеристик, коррелирует с изменением объема мартенсита деформации (Да'). Ударная вязкость исследованных сталей увеличивается по линейному закону в зависимости от образования мартенсита деформации в изломах ударных образцов (рис. 5).
Таким образом, наиболее высокий комплекс прочностных и пластических свойств: ав=1910 МПа, а0,2=1460 МПа; 5=16 %; 1|/=60 %, получен в стали 30Х2Г6С2Ф, содержащей небольшое количество Аост.
Относительная износостойкость (в) хромомарганцевых сталей в зависимости от содержания хрома изменяется, также, экстремально (рис. 4 б) и не согласуется со снижением их твердости (рис. 1). Максимум 8 соответствует стали 30Х6Г6С2Ф с преимущественно аустенитной структурой, низкой степенью стабильности аустенита и интенсивной кинетикой ДМПИ. Достаточно высокой износостойкостью обладает сталь 30Х4Г6С2Ф, также как сталь 30Х6Г6С2Ф, имеющая наиболее активную кинетику ДМПИ (рис. 3). Это объясняется интенсивным развита-
б)
Сч, %
Рис. 4 - Влияние хрома на механические свойства сталей ЗОХ(2-8)Г6С2Ф после закалки с 1000 °С и отпуска 200 °С: - ав; 2 - а0,2; 3 - у; 4 - 5; 5 - тпч; 6 - т0,3; 7 - £ 8 - КСИ; 9 - 8.
ем мартенситного превращения в поверхностных слоях образцов под воздействием деформирующе - изнашивающего влияния контртела. В стали 30Х2Г6С2Ф максимальной твердости с низким содержанием Аост и стали 30Х8Г6С2Ф с более высокой устойчивостью аустенита, относительная износостойкость значительно ниже, что объясняется меньшей степенью развития ДМПИ.
Полученные результаты позволяют рассматривать новые стали как перспективный высокопрочный материал для замены
дефицитных и дорогих сплавов, использующихся для изготовления различных деталей специального оборудования, брони, некоторых видов инструмента.
Выводы
1. Разработаны новые экономнолегированные безникелевые высокопрочные стали, обладающие повышенным комплексом механических свойств в сравнении с хромоникелевыми.
2. С увеличением содержания хрома в сталях 30Х(2-^8)Г6С2Ф возрастает количество метаста-бильного аустенита.
3. Интенсивность деформационного мартенситного превращения остаточного аустенита изменяется закономерно его количеству по кривой с максимумом, соответствующим 40-60 %.
4. Сочетание высокой прочности с достаточной пластичностью обеспечивает мартенситно-аустенитная структура стали 30Х2Г6С2Ф с низкой интенсивностью ДМПИ, а повышенные ударную вязкость и износостойкость - преимущественно аустенитная структура стали 30Х6Г6С2Ф с наиболее активной кинетикой ДМПИ.
5. Необходим дифференцированный подход к выбору марок высокопрочных метастабильных сталей для определенных условий эксплуатации с учетом кинетики ДМПИ.
Перечень ссылок
1. Филиппов М.А .Стали с метастабильным аустенитом / М.А. Филиппов., B.C. Литвинов, Ю.Р. Немировский. - М.: Металлургия, 1988. - 256 с.
2. The Enhancement of Ductility in High-Strength Steels / V.F. Zaska., E.R. Parke., D. Fah., R,. Bush II Trans. ASM. - 1969. - V.60, №1. - P. 252-259.
3. Потак Я. M. Высокопрочные стали / Я. M. Потак. - М.: Металлургия, 1972. - 208 с.
4. Перкас М.Д. Высокопрочные мартенсито-стареющие стали / М.Д. Перкас., В.М. Кардон-ский- М.: Металлургия, 1970. - 224 с.
5. Чейлях А.П.. Свойства и превращения в хромомарганцевых коррозионно-стойких сталях / А.П. Чейлях., Л.С. Малинов //МиТОМ.-1994.-№2.-С.28-32.
6. Чейлях А.П. О связи механических свойств с развитием мартенситного превращения при испытаниях хромомарганцевых сталей / А.П Чейлях., Л.С. Малинов, КН. Соколов II Изв. вузов. Чер. Металлургия- 1986. -№4 -С.86-92.
7. Гуляев А.П. Термическая обработка стали / А.П. Гуляев- М.: Машгиз, I960 - 496 с.
8. Месъкин B.C. Основы легирования стали / B.C. Месъкин- М.: Металлургия, 1964. -684 с.
9. Блантер М.Е. Кинетика мартенситного превращения (количественная теория) / М.Е. Блан-тер IIВ сб.: Диффузия, фазовые превращения, механические свойства металлов и сплавов.-М.: Изд-е ВЗМИ.- 1978.- Вып. 2.- С. 7-25.
10. Чейлях А.П. Количественный анализ вклада деформированных мартенситных превращений при испытаниях в формировании свойств сплавов с метастабильным аустенитом / А.П. Чейлях // Металлы.- 1999.- №4.- С.43-52.
Статья поступила 25.02.2004
Рис. 5 - Зависимость величины деформационного упрочнения (1) и ударной вязкости (2) от количества мартенсита деформации, образовавшегося в рабочей части и изломах образцов сталей ЗОХ(2-8)Г6С2Ф после закалки при 1000 °С и отпуска при 200 °С.
