автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка теплостойких сталей с интерметаллидным упрочнением для штампов горячего деформирования

л . С| 4 О

МИНИСТЕРСТВО ВЫСШЕГО И СРЕДНЕГО СПЕЦИАЛЬНОГО ОБРАЗиЬАШЫ РСХСР МОСКОВСКИ;! АВГаЛЕШШЧЕСШ Ш1СШТУТ

На правах рукописи

ЕВСГШШЕВА Светлана Алексеевна

УДК 669.15*541.412

РАЗРАБОТКА ТЕПЛОСТОЙКИХ СТАЛИ С Ш1Т1ЖШАЛ11ЩШ УПРОЧИШЬ ш ШТАМПОВ ГОРЯЧЕГО ДШШР0ВА1Ш

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискаине учёной степени кандидата технических наук

Москва 1УЭ1) г.

/ .

' /'х; /й- ^

1 . ^ ...г

( г > ,»<'•'*■-

Работа выполнена в Московском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени институте Нефти и Газа им. И.М. Губкина

Научный руководитель - доктор технических наук, профеооор

Моисеев В.®.

Официальные оппоненты - доктор технических наук, профессор

Васильева Е.В. - кандидат технических наук,старший научный сотрудник Зайцева Е.Я. Ведущее предприятие - ВШИТО! НПО "Лггсямо"

Защита диссертации состоится " 1990 г>

в ^ ^ час. на заседании Специализированного Совета К 063.49.02 при Московской автомеханическом институте по адресу:105839 , г. Москва, ул. Б. Семеновокая, 38, МШ.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотет института.

Автореферат разослан " ^ " ь^ос^Я^Я 1990 г.

Ученый секретарь Специализированного Совета,

кандидат технических наук ./ / V В.М.Зуев

ОЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

м Актуальность работы. Развитие технологии машиностроения связано с улучшением качества средств производства. Одним из путей решения этой задача является повышение технического уровня инструментальной отрасли машиностроения. Известно, что стойкость инструментов во многом предопределяет производительность пред -приятия в целом и непосредственно отражается на стоимости производимых изделий. Себестоимость производства в значительной мере можно понизить, уменьшая затраты на обеспечение и оснащение инструментом. Цена инструментальной стали легированной дорогостоящими дефицитными компонентами очень высока, доля стоимости ыатериа- . ла горячеформующюс инструментов может достигать 40-60? стоимости самого инструмента. В последние годы наблюдается всё больший дефицит инструментальных сталей, содержащих в своём составе дорогие яомпоненты: вольерам, молибден, кобальт, никель, ванадий. Поэтому гадача экономии таких легирующих компонентов а дорогих инструментальных сталей является актуальной. Решение этой важной задачи ыожет быть достигнуто нескольким различными путями, в том чиоле путем увеличения стойкости инструментов и путём создания и применения новых сталей, не содержащих дефицитных дорогостоящих компонентов даже при условии сохранения стойкости инструмента на уровне инструментов из стандартных сталей. В работе использованы оба названных направления.

9

Объектом исследования были выбраны штамповие стали для го -рячего деформирования двух различных групп: стали для молотовых штампов и стали для штампов горячего прессования.

Для молотовых штампов многие годи используются стали типа 5ХНМ, 5ХНВ и 5ХНВС, содержащие дефицитные никель, ьоль!иш и молибден и среди новых сталей с разным уровнем легиромнии при со-

держании 0,3-0,5!? углерода кет полноценных экономнолегированннх заменителей стандартным сталям 5ХЛМ и5ХНВ. Поэтому задача создания сталей для молотовых штампов пе содержался гакеля, вольфрама, молибдена остается актуальной. Наш исследования показали, что отали с уровнем свойств близких я свойствам сталей типа 5ХНВ и 5ХНМ имеются в система Гс-Сг-Ип, необходимо было решить задачу оптимизации состава сплава и выбора режима термической обработки.

Для прессового инструмента, работаяцего при нагреве свыше 700-750°С) используют некоторые высоколегированные отали аустетт-ното класса или сплавы на основе никеля и молибдена. Наиболее тап-лоотойкие стали мартенситяого класса сохраняют работоспособность при нагреве не вше 650°С. При этом в составе таких сталей содержится вольфрам или молибден в значительных количествах, а в некоторых случаях используют дорогой и дефицитный кобальт. Поэтому .задача создания сталей высокой теплостойкости не содержащей дорогостоящих волк£рама, молибдена, кобальта остаётся актуальной.

Наш исследования показали, что высокая теплостойкость может быть достигнута в сплавах системы Те~Сг-Мп-Т1.

Пель и задачи работы. Целью настоящего исследования: явля -лось установление:

причины повышенной теплостойкости ре-сг-Ма и высокой теплостойкости Рв-Сг-Кп-Т! сплавов;

- влияния основных легирупцих компонентов ( Ог,Мп,и. ) на структуру и свойства сплазов системы Ре-сг~Кп-Т1)

- влияния термической обработки на структуру в свойства по -следованных сплавов^

- рациональных составов сплавов о высоким уровнем свойств и режимов их термической обработки}

- возможности использования разработошшх сплавов гдя изго -товлегеия молотовых ктампов и прессового инструмента.

Научная новизна. Научная новизна работы заклинается:

- в установлении факта монотонного снижения твердости от температура испытания у малоуглеродистого мартенсита в сплавах оистемы ре-сг-мп ; монотонное снижение тведости обусловлено ослаблением рекристаллизационных процессов в мартенсите в связи о отсутствием процессов выделения и коагуляции карбидов при нагрева

в интервале температур 500-б50°С;

- в оптимизации состава а структуры теплостойких оолавов системы ге-сг-мп-т1|

- в разработке гипотезы о природе вторичной твердости и высокой теплостойкости рационально легированных сплавов этой системы;

- в установлении связи высокой теплостойкости I 800-850°С) у спд&вов системы Ре-Сг-Мп-Т1 и наличием значительного количества интерметаллидов о высокой температурой выделения и коагуляции в структуре сплава} установлении рационального содержания интерме -талшдов типа % -фазы ( с решеткой с/,-Мп) в ферритной стали, обеспечивающего высокую теплостойкость в сочетании с удовлетворительными технологическими свойствами;

- в установлении закономерности интерметадлидообразования от содержания хрома, ыаргаица, тагана в сплаве} установлении зависимости количества образушдюсся в сплаве интерметаллидов от в+а-эдектронной концентрации и средней атомной маеси.

Практическая ценность. Практическая значимость работы заключается:

- в разработке и рекомендации прошшшешюоти сплава, не со -держащего дефицитных а дорогостоящих леглруицих компонентов, и режимов его термической обработки для молотовых аггашов, обоспачива-щего повышенную теплостойкость в интервале рабочих температур

( 500-650°С);

- в разработке и рекомендации промышленности сплава, не со -держащего.дефинитных и дорогостоящи легирующих компонентов,и режимов его термической обработки для прессового инструмента горячего деформирования, обепечлвалцего высокую теплостойкость в ин -тервале рабочих температур

Новизна предлагаемого сплава защищена авторским свидетельством. Полояитольное решение ВНИИГПЭ о вцдаче авторского свидетельства по заявке * 42794П/ЗГ-С2 (Ш842) от I0.II.88r.

На защиту выносятся:

- закономерности изменения структуры и свойств от состава и режимов термической обработки сплавов системы Ге-сг-Мл и Те-Сг-Мп-Т1

- выбор оптимального состава хромомаргаицевой стали со структурой малоуглеродистого мартенсита для молотовых штампов;

- выбор оптимального состава хромомарганецтитановой стали со структурой легированного феррита и интерметаллвдов ( тапаХ-фазы) для прессового инструмента горячего деформирования.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертационной работы докладывались и обсуждались па семинаре "Пути повышения стойкости штампов объёмной и листовой ттатогт" секции "Обработка металлов давлением" в Московском Доме научно-технической пропаганды км.Ф.Э.Дэерюшского в январе 1988 г.; на 1-й научно-технической конференции "Проблемы повышения износостойкости газонефтепромнеловото оборудования" 11-13 мая 1988г. в ШНГ им, Губкина, г.Москва; на семинаре "Штамповыз стали для горячего и холодного деформирования" в Ленинградском Доме научно-технической пропаганды в июне 1988г.} на кафедре Металловедения и химии в Московском сханхоинструментальпом институте в ноябре 1988г,; на ка -федре Металловедения и неметаллических материалов в Московском институте Нефти и Газа им, Губкина в ноябре 1989г.

Публикации. По теш диссертации опубликовало 4 статьи и получено положительное решение ВШШШЭ о выдаче авторского свидетельства на инструментальную сталь.

Объём и структура диссертации. Диссертация изложена на 130 отраницах машинописного текста, содержит 21 таблицу и 78 рисунков ооотоит из 5 глав, выводов и списка литературы из 123 наименований. Акты промышленных испытаний приведены в приложении.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность теш, определены цель, научная новизна и практическая ценность работы, а также изложены основные положения, которые выносятся на защиту.

В главе 2 "Литературный обзор" рассмотрены направления развития и достижения в области разработки инструментальных сталей для горячей обработки давлением за последние 15 лет. Отмечается, что в этот период появилось большое число разработок, связанных о уточнением химического состава уже известных сталей, уточнением критериев оценки их работоспособности, рациональных областей применения, совершенствованием технология копки, термической и химико-термической обработки и т.д. Вместе о тем, о принципиально новых разработках в области инструментальных сталей для штампов горячего деформирования, за исключением создания сталей с регулируемым аустенитным превращением ( РАПЭ ), сообщений не было."

Большинство теплостойких сталей применяемых в настоящее время дам изготовления штампов горячего деформирования как мартенсит-ного, так и аустекитного классов имеет карбидное упрочнение, роже комплексное (карбиды+интермоталлиды). Теплостойкость штамиоьих сталой, закаливявдихся ин мартенсит, создаётся комплексным легированием вольфрамом, хромом, молибденом, кобальтом. Упрочниичие ф«н зи таких шгамнових сталей - кирбиды типа !.!г0 и М, , н игслнх

— о -

легированных кобальтом присутствуют танке в небольших количествах янтерметаллиды. Коагуляция карбидов и интенсивное развитие рекри«* сталлизациопяых процессов при награве свыше 700°С приводят к биотроку разупрочнению сталей» Извеотныэ аустенитнне стали с интер*-ыегаллидным упрочнением имеют более высокую теплостойкость, так кая температуры начала коагуляции интерметадлвдов выше, чем у карбидных фаз. Однако, применение таких аустенитных сталей легированию^ как правило, большим количеством дорогостоящих я дефицитных компонентов ограничено, глахпым образом, из-за их высокой стоимости.

Приведены сведения о строении, свойствах и развитии иссладова-ваний хромомарганцевнх сталей.

На основе анализа литературных данных было определено вести работу в двух направлениях:

« по изысканию сплавов высокой теплостойкости с штерматал» лидныы упрочнением ва основе систем, пе содержащих дефицитных а до** рогоотоящих компонентов;

- по изысканию сплавов для цолотобзх штатов о повышенной теплостойкости к высокой вязкости и не содержащих дефицитных К015-понентов- никеля, молибдена, вольфрама»

В главе 3 " Ыетодаа исследования" приводятся хнмэтеояяз со1» ставы, условия вшышвкп, ковки в твршчесяо! обработки ошяша сплавов слотом Ге-Сг-ш и Рс-СгЧЬ-и; В качестве объекта исследования был выбран ряд сплавов хишчеокий оостав которых при-« веден в таблица I;' Содержание хрома выбиралось в пределах 10-14 % для обеспечения высоких жаростойких и жаропрочных свойств стелой." Содержание марганца в сталях без титана и с Х0~П# хрома било ограничено 7-0/5 , что вызвано стремлением повысить прокали ваешеть, снижая критическую скорость охяадцения при сохрапении достаточно

высоких температур обратного превращения.' Содержание титана устанавливала в пределах 1,4 - 3,1 % для обеспечения достаточной вязкости и удовлетворительной ковкости;

Таблица I

Химический состав исследованных сталей

I, . ,'_I__1_!-и

£» : Марка Зодержаниа элементов ,

стали С : сг : Мп : Т1 : Га

I ПП7 0,1 11,4 6,7 - ост;

2 Ы1Г9 0,1 11,3 8,9 ' -

3 ХГОГ7ТЗ 0,1 10,4 6,9 2,8

4 ПОГГОТЗ 0,09 10,3 9,9 3,0

б П0Г1ГГЗ 0,09 9,7 10,7 2,8

6 Х1ГГ9ТЗ' о . и 11,4 9,4 3,0 —1

7 П2Г10 Т1,5 0,1 12,4 10,0 "Ч. • м

8 П2ГЗ ТЗ" • 0,1 11,9 8,3 2,8

9 П2ГПТЗ 0,09 11,9 II,'о 3,1

10 НЗГ8ТЗ 6,09 13,4 8,4 3,0

II Х13Г12ТЗ 0,09 12,9 12,0 3,0

12 Х14Г10ТЗ , ' » 0,1 14,0 9,9 3,1 (

Стали выплавляли в одинаковых условиях в открытой индукциои* ной печи и отливали в олдтки весом 4, I? и 40 кг. Ковку слитков проводили в интервале тешэратур: П50-80Э°С. Образцы для закалка нагревали в соляных электродных ваннах и муфельных электрических печдх сопротивления. Отпуск проводили в муфельных печах в гатерва^-дь температур 200-650°С для огалей не содержащих в овоем составе титан и 400-1000°С для сталей о титаном.

Для металлографических, электропномикроскопических, рвнтгено-сруктурных, микрореятгоноспвктральных исследований использовались,

соответственно, оптические микроскопа "Нео{,от~2" , "Неа^от-й!" , растровый олектронный микроскоп БИ-200, рентгеновский лМракто-метр ДР0Н-3,0 , рентгеновский микроанализптор " 2ирегргоЬе-733"| дилатометрический анализ проводили на дилатометре УВД. Определо -ние количественных параметров структурных составляющих прововодилось методом количественной металлографии» Определение механических свойств проводили при комнатной температуре: твердости, пре -дела прочности при растяжении по ГОСТ 1497-73, ударной вязкости по ГОСТ 9454-78. Твердость при нагреве определялась по методу Ви~ якерса при нагрузке 10 кг на установке аук-нт при нагреве в атмосфере инертного газа при температурах: 20, 400-900°С с интервалом С0°С.

Определение удельного электросопротивления выполняли по схе* не двойного моста, намагниченности насыщения на баллистической установке БУ-3. Теплостойкость определялась на образцах после термической обработки по опггоиллышы режимам измерением твердости на приборе Роквелла после нагрева пpoдoлжитeJШíocты) 2 часа при температурах 400 1000°С. Теплостойкость определяли как продельную температуру после нагрева до которой сталь сохраняет твердость НВС40»

Глава 4 " Структура и свойства хромомарганцевнх сталей". К сталям для штампов горячего деформирования ( в частности для моло-товюс штампов ) предъявляютая повшениыо требования к пределу прочности, пределу текучести, теплостойкости, разгаростойкоста, окали" ностойкостп, прокаливаемости» а тшг.е по сопротивлении динамическим нагрузкам с целью предупреждения поломок инструмента (ударная вязкость должна быть не менее 0,4-0,6 ЦДж/м2).

Необходимый высокий комплекс свойств обеспечивается у яромо-марганцовых малоуглеродистых сталей со структурой мартенсит. Назш-

тав в структуре стали значительного количества ферритной или аус-тенитной составляющих снижает твердость и ухудшаетя разгаростой-кость, С учетом диаграммы Ге-с^-Мп (0,1% 0) было установлено, что существует гамма составов хромоиарганцевых сталей мартенситного класса при отсутствии в структуре феррита и аустенита. Минимальное содержание хроыа ( в целях экономии ) в такой отали целесообразно иметь 10-11 %г что обеспечивает достаточную окалиностойкость. Содержание марганца должно строго соответствовать содержанию хрома, чтобы обепечивалась структура мартенсит при отсутствии в структуре феррита и аустенига; в соответствии с диаграммой ро-сг-мн(о, 1'Мпри II?! хрома содержание марганца дсишю составлять 1-9%. При болое высоком содержании марганца в структуре появляется остпточный аус-тенит в значительных количествах. При снижении содержания марганца менее в-7% после закалки от повышенных температур в структуре может появляться феррит. Таким образом бил выбран состав стали: при содержании углерода 0,1-0,12;?, 10-11!? хрома, 7-9$ марганца. Снижен ние содержания углерода в стали менее 0,1^ не позволяет обеспечить у мартенсита стабильную твердость НЙС 40. Термическая обработка предложенной стали выбиралась на основе изучения её влияния на структуру и свойства. После отжига основной структурной составляющей является малоуглеродистый мартенсит, это подтверждает извеот-ноа положение о том, что в марганцевых оталях слабо развиваются диффузионные процессы, затрудняя получение равновесных структур даае прв длительных выдержках и медленном охлаждении. Повышенная твердость отожженной стали ( ИКС 35-36 ) затрудняет обработку резанием, Дяя онижения твердости ( НВС 27-29 ) рекомендуется дополнительный отпуск при 680°С в течеиие 1,5-2 яасои. Твердое .'ь закаленней стали увеличивается с повышением температуры закалки и достигает максимальных значений ( ИКС 38-40 ) после амкалнн 900°С.

Структура стали- малоуглеродистый мартенсит. Рентгеновские исследования показали наличие незначительного количества б"-фазы , для её более полного растворения необходимо рекомендовать повы -сить температуру закалки ( до 1050°С ), что не вызывает снижения уровня твердости, необходимого для молотовых штампов. Кроме того, это приводит к лучшей гомогенизации легированного мартенсита и повышению предела прочности при растяжении и ударной вязкости стали при сохранении мелкого зерна. Так после закалки 900°С и последующего отпуска при 480-600°С достигаются следувдпе свойства : твердость IffiC 38-40; предел прочности =1250 Ша; ударная вязкость KCV = 0,4-0,6 ЦЦж/м2. Закалка Ю50°С и отпуск по тому ко режиму обеспечивает свойства: твердость 1ЩС 38-40; предел прочности =1380 МПа; ударная вязкость KCl/ = 0,6-0,7 МДж/м2. Увеличение тешературы закалки выке Ю50°С снижает твердость из-за появления в структуре большего количества остаточного аустешта.

Таким образом, рекомендуемая для стали Х1ЕГ7 закалка Ю50°С позволяет получить структуру малоуглеродистого мартенсита при еп~ нашыюи содержании остаточного аустенита к б" -<$азы и обеспечивает мангашальпо возмоыпгй уровень твердости, прочности и ударной вязкости. При отпуске Баяно сохранить рабочую твердость молотовых штампов ( НВЗ 38-40 ) при назначении наиболее высокой температуры отпуска, т.е. обеспечить удовлетворительную теплостойкость. Такой температурой для стали HIT? является ~ 500°С. При отпуске от 200 до 500°С п&блэдается ыонотошоо скитание твердости стеадартгшх сталей ( с 0,5$ углерода), в то врегля как рекомендуемая сталь сохраняет достигнутый в результате закалки уровень твердости (рисЛ)* Отпуск выше 500°С вызывает сшаеше твердости кад стандартных, так в новых сталей, однако вабладамся тевденйия к тому, что у стандартных сталей ( с 0,5^ углерода ) твердость снижается болео пятен-

сивно. Этот важный результат требует специального рассмотрения^ литературе снижение твердости при отпуске свыше 500°С для стандартных штампов их сталей обычно связывают с коагуляцией образовавшихся карбидов и развитием рекристалли-зационних процессов, протекающих в твёрдом растворе. Данные представленные на рис.1 позволяют сделать вывод о том, что снижение твердости при отпуске вше 500иС необходимо связывать, в первую очередь, с рекристаллизацией в твердом растворе. На это указывает значительное снижение твердости при нагреве выше 500°С у сталей Х1П7 и Х1ГГ9, у которых из-за низкого содержания углерода ( 0,1% ), количество образующихся карбидов минимально; рентгенофазовый анализ не фиксирует наличие карбидных-фаз. Напрашивается также вывод о том, что развитие ренристаддизадионных процессов в мартенсите усиливается с ростом , содержания в нём углерода и с увеличением количества образующихся при отпуске карбидов. Учитывая »тот вывод, было высказано предположение и подтверждено при изучении твердости в зависимости от температуры испытания , что безуглеродистые и малоуглеродистые стали со структурой мартенсит дожит обладать более высокой теплостойкостью, чем среднеуглерсдастые стали. Определения показали, что разработанная сталь с малоуглеродистым мартенситом, превосходит стандартные стали при температурах вшае 500°С. Б то же время, при температурах до 500°С уровень твердости опытной стали Х11Г7 остается

Ж МО 400 я» ¡00 70й Температура отпуска, 'С

Рис. I. Влияние температуры отпуска на твердость зака -ленных сталей для молотовых штампов.

на уровне известных стандартных сталей прошедших термическую обработку на твердость НЕС 38-41 и повышенную вязкость 0,4-0,6МДж/м^

На основании проведенных исследований установлено, что при отсутствии в составе повой стали Х11Г7 дорогих и дефицитных легирующих компонентов по свойствам она не уступает известным сталям как при комнатной ( табл. 2 ), так и при повышенных температурах, а при испытаниях выше 500°С новая сталь имеет преимущества по "горячей твердости".

Принципиальное отличие сталей такого типа от стандартных сталей для Болотовых штампов с содергангем углерода более 0,3* в том, что при отпуске не происходит распада мартенсита, приводящего с значительному снихешш твердости п продела прочности. К достоинствам

Таблица 2

новой стали следует

. Свойства сталей ддя молотовых штампов

отнести также способ-

после термообработки по оптимальным

пость сохранять повн-

реаамаы

ванную вязкость в крупных сечениях в продо« льпом и поперечной направлении из-за шла-мольного содержания карбидной фазы к отсутствия карбидной неоднородности» В случае очень медленного охлаждения ( с печш ) образуется структура мало-маргвнсита, что обопечивает высокую прокаливаемое^ стали. Кроме того, стали такого типа па склонны к обвзуглерожлвашш, при кагрй-во выше 7Ь0-750оС имеют достаточную окашгаостойкость ( благодаря высокогду содергашш хрома ) и, таким образом, не требуют г.одгото-

Марка Твер- Предел Ударная

стали дость, прочности вязкость

тс бе ,Ша КСУ,ВДк/и

5ХИЫ 38-41 1350 0,4-0,6

5ХНВ 38-41 1250 0,4-0,6

5ХНВС 38-41 1300 0,4- 0,6

Х1П7 38-40 1380 0,6-0,7

вителышх операций ( обмазки, эасипки ) для проведения термической обработки, что позволяет проводить термообработку в цехах не тлеющих современного термичеспого оборудования.

К недостаткам следует отнести попижепную обрабатываемость резанием. Однако, при изготовлении ковочэтнх штампов не требуется значительного объёма механической обработки из-за сравнительно простой конфигурации»

Глава 5 "Исследование структуры и свойств Fe-Cr4tn-T± сталей? Дяя прессового инструмента, работающего в условиях длительного контакта с нагретым деформируемым материалом, когда в рабочей части птогша возникает повышенные температуры (более 700°С) важнейшей характеристикой является теплостойкость. Она обеспечивается температурной стабильностью металлической матрицы, малой склонностью к до» вгуляпип образующихся упрочняющих фаз, а также высоким уровнем температур превращения. Hann исследования показали, что высокой ' теплостойкости» обладают Fe-cr-Mn-Ti стали со структурой легпро-* ванного Феррита, упрочняемого янтеркеталлддяой фазой.

Влиянвв титана пра легпроваяпз хрокомарганцевых сталей заюге>-чается в резком изменения структуры и проявляется в том, что титан, пая сальный феррптообразуший элемент, подавляет превращение

создавая феррптнуи структуру. Кроме того, титан вызывает образованно пптермэтшшцхпоа фазы, количество которой изменяется в зашеп-усстп от состава стали»

После от:мга структура таких сталей- феррит и пптерметалггада. PcimwtrT-asoBir* анализом установлено, что образуется иятермоталля-д-га ~[аза (с реаетаой «(-Кп){ кпфоретгеноснектралъннй анализ показал, что в состав этого кптернеталлида входят ре,Сг,Мп в количества близком их содержат® а легированном феррите, а количество титана почти втрое превышает его содержание в ферритной матрице. Твердость пнтерметаллидной фазы составляет 580 ну. При новы-

пении температуры нагрева для закалки от 1050°С до 1200°С происходит частичное растворение интерметаллидов, что вызывает снижение твердости, а при определённых-температурах начинается значительный рост зерна. Температура начала резкого роста зерна связана с количеством избыточных интерметаллидов в стали. Мелкокристаллический излом и удовлетворительные механические свойства обеспечиваются при закалке, не вызывающей роста зерна вше 9-12 балла»

Температура отпуска выбирается с учетом получения максимальной твердости при дисперсионном ТЕердегаш. Дли исследованных сталей характерны два шка твердости, которые обусловлены: в области 500°С - проявлением эффекта "хрупкость при 475°С" и в области температур 800-850°С выделением интерметаллидов из твердого <к -раствора.

Высокая температура вццеления и коагуляции интерметаллидной фазы позволяет сохранить ловшенный уровень твердости до более высоких температур, чем у известных штамповых сталей с карбидным упрочнением на мартенсигной и аустенитной основе и дам дня никелевых сталей и сплавов.

Существенное влияние на свойства сталей оказывает общее количество интерметаллидов в стаж. С ростом количества интерметаллид-ной фазы, в сталях увеличивается твердость, удельное электросопротивление и снижается величина намагниченности насыщения. При содержании интерметаллидов более 50-60$ твердость изменяется мало, что делает использование танах сталей нецелесообразным из-за резкого ухудшания ковкости и ударной .вязкости.

Роль легирования оценивали после термической обработки обеопе-чиваацей одинаковую величину зерна (10-12 балл) для всех исследованных сталей. Для сталей в отожжённом, закаченном и отпущенном состоянии изменение свойств в зависимости от содержания титана имеет одинаковый характер с экстремумом при 1,Ъ% титана, что обус-

«IcfW-Ч 3t '

V Л

А П

/ ' V/

495»

■CJ¡50

4750

1J63D

OT£X)

«OM

■«ООО

LWO

50

ад

jo

ад к?

Рис, 2. Влияние содер -жания.титана яа твердость (НКС), удельное электросопротивление (р), намагниченность насыщения атгЗц) и количество иптермёталли-дов в отожженных сталях с 11-12 % хрома и.Э~1С# марганца ( С до

Tumo», V.

ловлено резким изменением структуры» Снижение твердости обусловлено переходом от мартепситпой к ферритной структуре, а дальнейшее соттоепие твердости и снижение намагниченности насыщения связано с увеличением количества шгтерметаллидов в структуре (рис.2). Ко- >■ лнчесгво их растёт по мере легирования титаном.

Увеличение содержания марганца, как п гитана, повышает количество образующейся янтерметаллвдной фазы, в соответствии с этим изменяются все исследованные свойства - удельное электросопротивление, намагниченность насыщения и твёрдость сталей. Однако роль марганца в образовании ипгерметаляидов менее значительна, чем у титана.

Еще меньшее влияние, по сравнению с титаном и марганцем, на количество образующихся интериеталлодов оказывает хром. Все свойства тякке изменяются в соответствии с изменением количества ин-торпг.?." :.1Н1ЛП0Й фазы в стали.

Для йолео удобного сопоставления влияния различных легирующих компонентов на структуру сталей была построена зависимость количества образугаидахся интерметаллидов от числа яч-а элентро-нов, приходящихся на атом- (электронной концентрации) (рис.З) . •

?,\о ».» ».и 1 *>» ».«•

Электронная концентрация , ы{'аг

Рис.3. Влияние электронной концентрации на количество образующихся в стали интерметаллидов

При увеличении электронной концентрации от 7,40 до 7,60 эл/ат происходит монотонное снижение количества образующихся интерметад лидов в структуре стали, при этом существенное влияние оказывает атомная масса. Темп снижения количества интерметаллидов с увеличением электронной концентрации происходит интенсивнее при увеличении атомной массы, что хорошо согласуется с известными литературными данными. Выбор состава стали с требуемым комплексом свойств, превда всего с высокой теплостойкостью, осуществляется на основании требования об оптимальном сочетании структурных составляющих сплава с учетом влияния электронной концентрации на количество образующихся интерметаллидов.

Так была разработана сталь Х1ЭГ12ТЗ, которая после термической обработки по оатимльноыу режиму, заключающемуся в закалке от И75-1200°С и отпуска при 800-620°С имвит ~ 60$ интерматаллидоз к высокую теплостойкость. Достигаемые свойства после оптимальной термообработки: твёрдость Щ^д 48-50; предел прочности с 690 Ша ; ударная вязкость КО = 0,05-0,1 ВДж/ы2.

Сравнение свойств новой стали со свойствами наиболее часто используемых в промышленности сталей показывает, что при.несколько

большей исходной твёрдости (НЮ 48-50 вместо НЙС 42-46, у стандартных сталей) при 20°С сталь Х13П2ТЭ уступает известным сталям в ударной вязкости (0,05-0,1 1ЛДж/м^ вместо 0,05-0,3 МДж/м2). Несомненно, это обусловлено значительным количеством интерметал-лидной г]аза, присутствующей в структуре разработанной стали. Однако, кал показали испытания, сталь ИЗП2ТЗ значительно превосходит стандартные стали по твёрдости, определённой при нагреве до температур выше 500°С (рис.4). При температуре 700-750°С стандартные стали высокой теплостойкости становятся не конкурентоспособными новой стали (даже в случае, когда закалка выполняется при низкой температуре (Ю50°С)).

Рпо.4. Влияние температуры испытания на твёрдость теплостойких сталей поело термической обработки по оптимальным режимам.

Юо зоо Уоа 9аз Температура испытаний ,'С

''ярактерпо, что у стало а с интерметаллидшм упрочнением твёрдость с утзеличеттм температуры испнтшшя сшмается монотонно и не набладается резкого понижения твёрдости в интервале 500-700°С , как это происходит у стандартных сталей (рис.4). Такое разупрочнение стандартных сталей связано с заметной коагуляцией

карбидов ири температуре выше 500°С и прогекакиеи рекристаллизаци-онных процессов в твёрдом растворе. Барьером теплостойкости инструментальных сталей мартенситного класса является также протекание в них превращения. Новая сталь ИЗГ12ТЗ на ферритной основе, упрочняющей фазой в которой является интерметаллид-ная %г -фаза, лишена этих недостатков. При нагреве она не претерпевает полиморфных превращений; заметная коагуляция интерметад-лидной фазы, выделившейся в процессе отпуска при 800-820°С, начинается только при температуре выше 900°С.

Теплостойкость новой стали, определённая по известной . методике, составила Ю00°С, что на 250-340°С выше, чем у применяемых в настоящее время теплостойких сталей мартенситного клаоса и на 160-180°С выше, чем у сталей аустенитного класса.

Твердость стали ПЗГ12ТЗ посла ковки и отжига составляет ННС 35-37 (НВ 330-3*Ь). Обрабатываемость резанием сталей .имеющих такую твёрдость, затруднительна, поэтому рекомендуется предварительно подвергать сталь закалке при 1175-1200°С с охлаждением в масле, при этом твёрдость снижается до НКС 27-29 (НВ 269-285), что обеспечивает удовлетворительную обрабатываемость.

Кроме того, предварительная закалка позволяет изготавливать инструменты беа припусков дяя окончательной доводки после термической обработки, тал как последующий отпуск при 800-в20°С не приводит к изыензиш размеров инструмента из-за отсутствия о£ - У превращения. В стали углерод присутствуй« в небольшой количестве (до 0,1$), что делает её нечувствительной и обезуглероживанию и короблению в процессе ковки н термической обработки,и,таким образом, термообработку можно проводить аа предприятиях, не оснащённых современным термический оборудованием.

Достаточная окалиностойкость стали обеспечивается повышенный содержанием хрома. Однако при выборе стали для штампов горячего

деформирования необходимо учитывать, что ударная вязкость стали Х1ЭГ12ТЗ заметно ниже, чем у стандартных сталей ЗХ2В8Ф, 4Х2В5Ш5, 5ХЗВЗМЗС , нал после термической обработки на твёрдость НЕС 4850, так и на более низкую твёрдость.

Таким образом, новая сталь высокой теплостойкости Х13П2ТЗ может быть рекомендована для изготовления штампов горячего прессования, когда в рабочей части шташов возникают повышенные температура (700-750°С) при отсутствии динамических нагрузок. Для всех высокохромистшс сталей существует также опасность проявления "хрупкости при 475°С'*, поэтому необходимо следить за подогревом инструмента из этой стали перед началом работы до 550-600°С .

Сравнение стоимости сталей высокой теплостойкости показало, что затраты только по шихтовым материалам и легирупцим компонентам для новой стшга в 2,5-3 раза ниже, чем для стандартных сталей типа 5ХЗВЗМС, 4ХЗВ2Ф2М2, 4Х5В4МГС, ЗХЗ!Ш.

ВЫВОДЫ

I. I.Повышенная теплостойкость 500°С при твёрдости НЕС 38-40, в сочетании с высокой ударной вязяостьэ п окалиностойкостью может быть обеспечена в малоуглеродистых иартенситннх сталях системы Ге-Сг-Мп . Это достигается при минимальном содержании углерода в мартенсите (0,1;?) и при отсутствии в структуре стали феррита и остаточного аустенита.

2.Низкое содержание углерода в мартенсите стали обеспечивает монотонное сгагаение твёрдости с ростом температуры испытания, как это характерно для аустештных сталей. Это обусловлено отсутствием интенсивной коагуляции карбидной фазы и ослаблением рекристаяллзациошшх гфоцессов при отпуске в интервале 500-600°С ; в отличие от сталей с карбидным упрочнением, у которых

на кривой "твёрдость - температура испытания" имеется перегиб в сторону разупрочнения в интервале температур 500-550°С.

3. Минимальное содержание хрома и марганца в сплавах ?е-сг-

ип , обеспечивающих повышенную теплостойкость, должно устанавливаться по изотермическому (при 20°С) сечешш тройной диаграммы на границе раздела областей феррит - мартенсит с учётом температуры конца мартенситного превращения, иоторая должна быть несколько выше 20°С, с тем, чтобы в структуре закалённой стали отсутствовал остаточный аустенит. Характерный состав стали, отвечающий этим требованиям: 7-Э^Мп ; 10-11$ Сг ; 0,1-0,12$ 0 (ХПГ7).

4. Термическая обработка стали Н1Р7 состоит из закалки от Ю50°С с охлаждением на воздухе и отпуска 480-500°С в течение 1-1,5 часов. Достигаемые свойства: твёрдость ШС 33-40 ; предел прочности при растяжении = 1380 Ш1а ; ударная вязкость КС1/= 0,6-0,7 МДж/м2.

II. 5. Высокая теплостойкость 800-850°С (для твёрдости НВС 48-50) создаётся в сплавах системы Ре-Сг-Мп-Т1 со структурой феррит и 50-60^ (по объёму) интерметаллидов тина ^-фазы (о решёткой оС - Ми ).

6. Упрочнение этих сплавов достигается путём дисперсионного твердения при выделении интерметаллидов из легированного феррита, а также за счёт повышенного количества избыточных интерметаллидов в структуре стали, имеющих более высокую температуру разупрочнения, чем ферриг.

7. Удовлетворительные технологические свойства сплавов с высоким содержанием избыточных интерметаллидов в структуре обео-печивается тем, что твёрдость интерметаллидов типа % -фазы не превышает НУ 580 , что ниже твёрдости карбидов и приближается к твёрдости низкоуглеродиотого мартенсита.

8. С ростом количества интерметаллидов до ~ 45!? твёрдость сплава нарастает по линейной зависимости. При дальнейшем увеличении количества интерметаллияной фазы твёрдость сплава мало изменяется из-за образования "интерметаллидпого каркаса".

9. Количество интерметаллидов в сплаве снижается с ростом в+а-электронной концентрация (в пределах 7,40 - 7,61 зл/ат) сильнее с ростом средней атомной массы. Необходимая электронная концентрация (7,50 эл/ат) и микроструктура сплава (50-60^ интерметаллидов) достигается при содержании: 12,8-13,5!? Сг ; 11,8-12,555 Мп ; 3.0-3,1!? П ; 0,0в-0,09^ С (ПЗП2ТЗ).

10. Термическая обработка стали Х13Г12ТЭ заключается в закалке П75-1200°С о охлаждением в масле и старении при температуре 800-820°С в течение 1,5-2 часов. Достигаемые свой-^ ства: твёрдость НВС 48-50 ; предел прочности при растяжении

п 690 Ш1 а ; ударная вязкость КС = 0,05-0,1 ВДж/м2.

Ожидаемый экономический эф5*зкт от применения новых сталей взамен стандартных сталей аналогичного назначения только по затратам на шихтовые материалы и легпругпше компоненты (даже без увеличения стойкости инструмента) составляет: для стали Х1Л7 200-300 руб. на I тонну при отсутствии в составе дефицитных легирующих компонентов - молибдена, волкЕрама, никеля; для стали ХГЗГ12ТЗ не менее 2000 руб. на I тонну при значительной экономии дефицитных легирующих компонентов.

Основное содержание диссертации опубликовано в следутоих работах:

1. Моисеев В.5..Евстигнеева С.А..Сорокин Г.'4. Исследование структуры и свойств хромомарганцевых сталей с титаном. Ден. рукопись ВИНИТИ. Черметипформация, 1987, К 5, с. 168.

2. Моисеев В.Ф.,Евстигнеева С.А. О влиянии титана на структуру и свойства хромомарганцевых сталей внсокой теплостойкости.//

В об. "Физико-технологические аспекты.гибких автоматизированных производств" . М.: Ыосстанкин, 1987, с. 98-105.

3. Евстигнеева С.А..Моисеев В.Ф. Возможности улучшения свойств шташювых сталей душ горячего деформирования.// В сб. "Штамповые стали для горячего и холодного деформирования". Ленинград: ЛДНТП, 1988, о. 3-7.

4. Евстигнеева С.А. Новые беэвольфраыовые стали высокой теплостойкости. Тезисы докладов 1-й научно-технической конференции ШНГ им. Губкина "Проблемы повышения износостойкости газонефгге-проьшслового оборудования". М.: ШНГ, 1988, о. 38-39,

5. Инструментальная стадь. Моисеев В.Ф..Евстигнеева С.А. Положительное решение ВШШНЭ на выдачу авторского свидетельства по заявке № 4279411/2 .

Л - 18627 Подписано в печать 16.05.90г. Формат 60x84/16 Заказ 582 Тираж 100

Москва, Типография МШИЛ