автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Совершенствование состава и режимов контролируемой ковки среднеуглеродистых микролегированных сталей с целью повышения технологиических и служебных свойств деталей автомобиля

. «ь ; » * "

ЦЕНТРАЛЬНЫЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ ЧЕРНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ ИМЕНИ И.П.БАРДИНА - ЦНИИчермет -

На правах рукописи УДК 669.14.018.298.3

АРАБЕЙ Ирина Борисовна

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ СОСТАВА И РЕЖИМОВ КОНТРОЛИРУЕМОЙ КОВКИ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С ЦЕЛЬЮ ПОВЫШЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И СЛУЖЕБНЫХ СВОЙСТВ ДЕТАЛЕЙ АВТОМОБИЛЯ

05.16.01. - "Металловедение и термическая обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

МОСКВА-1991

Работа выполнена в Институте качественных сталей ЦНШчермета им.И.П.Бардина

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

ФОНШТЕЙН Н.М.

Официальные оппоненты: доктор технических наук

Добаткин C.B. кандидат технических наук Повар В.И.-

Ведущее предприятие Автомобильный завод

имени Ленинского комсомола

" А1}"199jf„r. в/йас.

Защита диссертации состоится — . . ,

на заседании специализированного совета Д.14К04.02. при ЦКИИчер-мете им.И.П.Бардина по адресу: 107005, Москва, 2-ая Бауманская, д.9/23.

С диссертацией можно ознакомиться в технической библиотеке ЦНШчермета.

Автореферат разослан " ¿/г'(1991 г.

Справки по телефону: 265-75-47

Ученый секретарь специализированного совета, кандидат технических наук,

старший научный сотрудник . Н.М.Александрова

... _ з _

3, V-. . ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Важным направлением развития народного хозяйства является разработка и освоение ресурсосберегающих технологий, в русле которых лежит и создание новых материалов, не требующих для обеспечения необходимого комплекса свойств завершающей термической обработки. В автомобилестроении при изготовлении деталей двигателя значительное место занимает длительная и энергоемкая термообработка заготовок, для которых традиционно используют термо-улучшаемые среднеуглеродистые и легированные стали либо чугуны.

Обеспечение требуемого уровня служебных (прочности., сопротивления усталости, вязкости) и технологических (обрабатываемости резанием) характеристик без завершающей термической обработки возможно при использовании соответствующих микролегированных сталей. Замена ими традиционных материалов позволит сократить производственный цикл с соответствующей экономией энергии, материалов, оборудования и трудовых ресурсов, а также сэкономить дефицитные легирующие элементы (N1, Мо) при замене легированных термоулучшаемых сталей или снизить массу автомобиля при замене чугунов.

Состояние_вопроса. В 70-е годы за рубежом на основании опыта, накопленного при разработке микролегированных низкоуглеродистых, например, трубных, сталей, были разработаны среднеуглеродистые микролегированные стали, заменяющие чугуны в производстве автомобильных деталей, не испытывающих больших ударных нагрузок при эксплуатации (типа шатунов и коленвалов), и обладающие прочностью на уровне 800-1000 Н/мм2 при гарантированной ударной вязкости на уровне 20-25 Дж/см2.

Поскольку в нашей стране применение подобных сталей может быть эффективным только при условии замены ими термоулучшаемых, в том числе легированных, сталей, необходимо изучение всех возможных путей соответствующего повышения комплекса механических свойств, прежде всего в направлении увеличения вязкости. В предыдущих работах исследована роль микролегирующих элементов в формировании фер-ритно-перлитной структуры и сеойств горячедеформированных средне-углеродистых сталей лабораторной выплавки. Систематические исследования влияния режима горячей деформации и последующего охлаждения применительно к составам микролегированных сталей промышленной выплавки отсутствуют, что затрудняет применение микролегированных сталей для контролируемой ковки конкретных деталей.

Цель_работы. Создание промышленных среднеуглеродистых микролегированных сталей для изготовления кованых деталей автомобиля без завершающей термической обработки на основе исследования влияния состава, а также параметров горячей деформации и последующего охлаждения на структуру, механические и служебные свойства.

Для выполнения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Исследование влияния элементов основного состава 1т) и примесных (Б, Ш.'Мо, Сг, Си) элементов на структуру и механические свойства среднеуглеродистой стали после горячей деформации.

2. Исследование влияния параметров горячей деформации на механические свойства и параметры структуры, а также технологические и служебные свойства микролегированной среднеуглеродистой стали выбранного состава промышленной выплавки.

3. Выявление количественной связи между параметрами горячей де формации (Тауст , ТДвф , £), микроструктурой и свойствами промышленной стали АЦ40ХГФБ и обоснование режима контролируемой ковки для получения кованых деталей автомобиля с заданными характеристиками.

4. Определение комплекса механических, технологических и служебных характеристик деталей, откованных из промышленных микролегированных сталей, в сравнении с применяемыми термоулучшаемыми сталями.

Научная_новизна. Получены количественные оценки влияния пара метров горячей деформации (Тауст , Тдаф , е) на характеристики фер-ритно-перлитной структуры (объемную долю перлита - Уп, средний размер перлитных зерен - Бп), комплекс механических свойств при растяжении (от, ов) и ударных испытаниях (КСи+2°, Т60) промышленной среднеуглеродистой микролегированной стали типа АЦ40ХГФБ.

Установлено, что влияние повышения температуры аустенитизации в направлении роста прочности стали обусловлено повышением устойчивости аустенита за счет увеличения объема растворившейся карбонит-ридной фазы с соответствующим увеличением объемной доли перлита в структуре стали.

Установлено, что влияние понижения температуры деформации приводит к увеличению ударной вязкости стали, что обусловлено измельчением ферритно-перлитной структуры вследствие подавления процессов возврата и рекристаллизации аустенита выделением частиц на дефектах, внесенных деформацией, и во-вторых, повышенным количеством избыточного феррита (т.е. уменьшением объемной доли перлита Уп и прочности стали) вследствие понижения устойчивости деформированного

аустенита.

Показано положительное влияние повышения скорости охлаждения в интервале получения ферритно-перлитной структуры (1-2 °С/с) на комплекс механических свойств МСКК, обусловленное благоприятным изменением морфологии перлита.

Показано, что изотермическая выдержка в интервале перлитного распада (~600-700°С) с предварительным охлаждением деформированных при 900°С заготовок до этой температуры со скоростью 10-15 °С/с обеспечивает улучшение вязкости и хладостойкости стали АЦ40ХГФБ по сравнению со свойствами горячекатаной стали после непрерывного охлаждения на воздухе.

Практическая_ценность. На основании установленных зависимостей построен типовой ряд МСКК, позволяющий выбирать состав в зависимости от требований к комплексу механических свойств поковок (3 возможных уровня прочности при дифференцированных требованиях к вязкости). Использование разработанных сталей позволит исключить операцию термической обработки с соответствующей экономией энергии, трудозатрат и других ресурсов из процесса производства широкого круга кованых деталей автомобилей .

На стали АД40ХГФБ промышленной выплавки показана возможность достижения различного комплекса механических свойств за счет варьирования режимом горячей деформации. При этом прочность на уровне термоулучшаемых сталей достигается во всем диапазоне исследованных режимов (Тауст =1000.. Л200°С, Тдеф =700..Л200°С), а необходимая хладостойкость (Т^0<0°С) - только при использовании температуры деформации не выше Ю00°С при аустенитизации ниже Ю40°С. Установлена возможность получения ферритно-перлитной структуры, необходимой для обрабатываемости резанием МСКК, при условии последеформаци-онного охлаждения со скоростями 1-2 °С/с, а также и положительное влияние увеличения уохл в этом интервале на комплекс механических свойств (в направлении повышения прочности и вязкости при снижении

Т50>-

Показана принципиальная возможность использования при выплавке МСКК скрапа при установленных ограничениях на их состав и технологию ковки: например, при содержании углерода не более 0.3%, допустимом содержании Мо не более 0.05", суммарном содержании остальных примесей (N1, Сг, Си) - 0.3-0.35%, Тауст =1200°С, Тдаф =900°С с гарантированным получением фзрритно-перлитной структуры.

Выплавлены 3 промышленные мартеновские 80-тоннне плавки с раз-

ливкой в слитки и одна опытно-промышленная 10-тонная плавка в электропечи, подвергнутая непрерывной разливке (стали АЦ40ХГФБ и АЦ35ГФБ). Проведено опытно-промышленное опробование в условиях ПО АвтоВАЗ: откованы 2 промышленные (по 3.5 тыс.штук) и 5 опытных (по „50 штук) партий деталей автомобилей ВАЗ 2101 и 2108. Показан более высокий комплекс технологических и усталостных свойств деталей из МСКК по сравнению с серийными термоулучшенными, в том числе и в ходе испытаний в двигателе. Ожидаемый экономический эффект от внедрения результатов работы составит ~500 тыс.руб.в год.

Апробация работы. Результаты работы доложены на всесоюзных научно-технических конференциях "Новые материалы и технологии термической обработки металлов" (Киев, 1985), "Основные направления повышения качества и служебных свойств металлопродукции из черных металлов и ее рационального использования в народном хозяйстве с целью снижения металлоемкости национального дохода" (Москва, 1987), на международном семинаре "Стали для автомобильной промышленности" (Москва, 1988), на международной конференции "Стали в автомобильной промышленности" (Вюрцбург, ФРГ, 1990), на конференции молодых ученых и специалистов ЦНИИчермет им.И.П.Бардина (Москва, 1989).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 8 работ.

Объем работы. Диссертация состоит из 6 глав, включающих страниц текста, рисунков, таблиц, общих выводов, списка литературы из названий и приложения.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследование микролегирования ванадием, ниобием, титаном и цирконием проведено при базовом составе стали типа ЗОХГ: 0.28-0.33 % С - 0.5-0.6 % SI - 0.96-1.10 % Мп - 0.63-0.67 % Сг - 0.005-0.008 % S - 0.016-0.019 % Р - 0.015-0.020 % N.

Влияние элементов базового состава (С, Сг, Mn, Si) исследовали на комплексно микролегированной стали, содержащей 0.10-0Л2 % V и 0.03-0.045 % Nb. Влияние азота исследовали на сталях типа 30ХГ(Ф, ФБ, ФТ). Влияние примесей (S, Ni, Мо, Сг, Си) исследовали на сталях типа (30-40)ХГФБ. Исследование параметров горячей деформации (в том числе последеформационного охлаждения и изотермической выдержки), режима сварки, температуры отпуска проводили на стали промышленной выплавки типа АЦ(35-40)ХГФБ (0.4 % С, I % Мп, 0.45 % Сг, 0.4 % Si, 0.045 % S, 0.015 % Р, 0.1 % V, 0.1 % Nb), модифици-

рованной кальцием.

Лабораторные плавки выплавляли с использованием чистых шихтовых материалов в открытых 10-кг и 60-кг индукционных печах с фракционной разливкой в слитки массой 10 кг.В качестве раскислителя и модификатора неметаллических включений использовали БЮа из расчета 2,5-3 кг на тонну.

Сталь типа АЦ40ХГФБ и АЦ35ГФБ выплавляли с использованием чугуна и лома на Челябинском металлургическом комбинате в 100-тонной и на ПО "Кировский завод" в 80-тонной мартеновской печи. Серу вводили в виде технической серы и углистого серного колчедана, соответственно. Раскисление стали в печи производили доменным ферросилицием и ферромарганцем, присадки и легирующие элементы давали в ковш. Разливку стали осуществляли сифоном под вермикулитом в слитки массой 3,55 т на Кировском заводе и 6 т на ЧМК с последующим охлаждением в изложницах в течение 5 часов, а далее на воздухе в штабелях.

Слитки катали на профиль диаметром 24, 38, 42, 55, 65 мм на ЧМК и диаметром 42 мм на Кировском заводе, нагревали под прокатку в методических печах до 1220-1260°С с охлаждением заготовок в штабе-, лях на воздухе, готового проката - в закрытых карманах на ЧМК и на открытом холодильнике на Кировском заводе.

Слитки лабораторных плавок ковали на сутунку 50x60 мм' и катали вгорячую по следующему режиму: нагрев до П50-1200°С, деформация за 4 прохода на 70 % в интервале температур 900-850°С.

Исследование влияния параметров горячей деформации проводили . на стали АЦ40ХГФБ промышленной выплавки. Деформацию осуществляли свободной ковкой на молоте на ПО АвтоВАЗ, а также лабораторной прокаткой, по режимам: нагрев 1000..Л200°С, деформация при 700...1200°С, е = 20...70 %. Влияние скорости последеформационного охлаждения на структуру исследовали дилатометрическим методом с использованием дилатометра конструкции В.М.Хлестова (Мариупольский металлургический институт).

Микроструктуру исследованных сталей изучали методами качественной и количественной металлографии с применением оптических микроскопов "Неор1га1;-21" и "Epiquant", растрового электронного микроскопа '^егеоэсап-ЮО" и просвечивающего электронного микроскопа '^ео1-2000 СХ".

Механические свойства исследованных сталей определяли при испытаниях цилиндрических образцов на растяжение, которые осуществля-

ж на универсальной испытательной машине "Instron-i185" по ГОСТ 1497-73, и призматических образцов с острым и круглым надрезами на ударный изгиб по ГОСТ 9454-78 на маятниковом копре МК-30 при температуре -100...+200 °С. Усталостные испытания проводили на призматических образцах при нагружении по схеме трехточечного изгиба (частота 20 Гц, форма цикла - синусоидальная, коэффициент асимметрии 0.1) на машине "Instron-8031". Микрорельеф изломов и состав неметаллических включений исследовали с помощью растрового электронного микроскопа "Stereoscan 100" с микрорентгеноспектральным анализатором "Link 860".

По результатам исследования структуры и свойств сталей проведен множественный корреляционный и регрессионнный анализ.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

уточнение _подхойа_к_выборх_состава_м1^олегиро §_§§§Исимости_от_кощлекса_необхд5ишх

При исследованиях роста зерна при нагреве заготовок, а также рекристаллизации горячедеформированного среднеуглеродистого аусте-нита (после предварительного нагрева на 1250 °С) установлено, что наиболее эффективным является микролегирование ниобием в количестве более 0.045%, который тормозит рост зерна вплотть до 1200°С и рекристаллизацию - до 1000 °С,- Ванадий (при содержании более 0.1%) тормозит рекристаллизацию аустенита только в условиях деформации ниже 900°С. Более эффективное торможение рекристаллизации ниобием объясняется совпадением интервала выделения частиц Nb(CN) с температурным интервалом горячей деформации (850-Ю00°С), а также значимым увеличением инкубационного периода рекристаллизации под влиянием растворенного в аустените ниобия.

В результате торможения микролегирующими элементами роста и рекристаллизации аустенитного зерна, перед 7+а превращением остывающей кованой детали формируется мелкозернистая структура аустенита с повышенной плотностью дефектов, что приводит к увеличению суммарной объемной доли продуктов диффузионного распада аустенита (феррита и перлита) в фазовом составе стали. При этом повышение содержания микролегирующих элементов сопровождается ростом объемной доли феррита, что при полностью ферритно-перлитной структуре приводит к уменьшению объемной дож пержта и некоторому снижению прочности

стали.

Измерениями микротвердости показано, что наиболее сильное дисперсионное упрочнение феррита обуславливает ванадий, затем ниобий, а карбонитриды титана вообще не упрочняют феррит, что согласуется с размерными оценками частиц карбонитридов, наблюдаемых электронно-микроскопически на угольных репликах MCKK: V(CN) - от 10 до G00 8, Nb(CN) - от 20 до 3000 8 и Ti(CN) - от 500 до 5000 8.

Оказалось, что микролегирование цирконием не привело к ожидаемому улучшению комплекса свойств МСКК. Разупрочнение стали под влиянием циркония обусловлено образованием крупных первичных (еще на стадии кристаллизации) частиц его нитридов и карбосульфидов, исключающих влияние Zr на структурообразование при горячей деформации.

Повышение содержания кремния (от 0.21 до 0.77%) при небольшом упрочнении 70 Н/мм2) привело к ухудшению характеристик разрушения микролегированной стали: уменьшению KCU+2° на 8 Дж/см2 и повышению Т50 на 24°С, - что, по-видимому, связано с укрупнением конечной структуры без еидимого увеличения объемной доли упрочненного феррита, которая в большей мере определялась режимом горячей деформации.

Упрочнение микролегированной стали при повышении содержания С, Сг и Мп обусловлено в основном ростом объемной доли перлита (за счет повышения устойчивости аустенита при 7-+а превращении). При этом Сг и в еще большей степени Мп способствуют "разбавлению" перлита, т.е. образованию квазиэвтектоида с пониженным содержанием цементита, обладающего лучшей вязкостью. Соответственно, повышение прочности стали при повышении концентрации углерода в пределах 0.30-0.55 % сопровождается падением вязкости, хрома (0.36-0.66 %) -сохранением ее постоянного уровня и марганца (0.5-1.5 %) - ее повышением вплоть до образования неперлитных структурных составляющих (при 1.0 % Мп).

Таким образом, на основании исследованных закономерностей структурообразования в зависимости от состава среднеуглеродистой стали выбрано следующее номинальное содержание микролегирующих элементов - 0.05 % Nb и 0.1 % V; содержание Si - 0.3 %, а также предложен типовой ряд среднеуглеродистых микролегированных сталей (табл.1) трех уровней прочности (800, 900, 1000 Н/мм2) при дифференцированных требованиях к вязкости (100, 120, 140 Дж/cm2), различающихся содержанием углерода и марганца.

Таблица I

Классификация микролегированных сталей для контролируемой ковки по прочности и вязкости

Класс А I ».. I о

Предел прочности,ов Н/мм2 Ударная вязкость, КСи+ ,Дж/см

100 120 140

I 800 0.31С-0.25МП 0.26С-0.46МП 0.22С-0.65МП

II 900 0.40С-0.44МП 0.34С-0.69МП 0.28С-0.98МП

III 1000 0.46С-0.73МП - -

в™ште_парамет^в_деформацш_и_после^ющегд на структуру и стандартные механические свойства поковок из МСКК

Существующие представления о различных стадиях структурообра-зования на последовательных этапах технологического процесса получения кованых изделий, с оценкой специфики поведения карбонитридо-образующих элементов на этой стадии и ожидаемых эффектов изменена конечных свойств стали представлены в табл.2.

В работе проанализированы функциональные связи и получены уравнения регрессии, описывающие влияние параметров деформации и последующего охлаждения (Тнагр , Тдеф , е и уохл ) на характеристики структуры и механические свойства при растяжении и ударных испытаниях горячедеформированной стали. Значения ов:

8=20% Ов=904+78.5Т,+31.5^+36.51^2-28.21^+33.9^ (Н/мм2) (I)

2 2 2 £=50% 03=803+86.7^+37.112-481^2+86.2^+73.712 (Н/мм ) (2)

8=70% ов=847 + 56.2 Т1 + 40.3 Т2 (Н/мм2) (3)

С учетом переменной степени деформации:

ов=876 + 59.9 Т, + 47.9 Т2 - 31.6 Е1 (Н/мм2) (Р=2Л, 11=0.79) (4)

Здесь и далее в уравнениях используются нормированные значения температур аустенитизации, деформации и степени деформации: Т1 = (Тауст-И00)/Ю0; Т2=(Тдеф>-1000)/200; Е1 = (е-45)/25.

А и ч/^иида **

Составляющие структуроооразоаания на различных этапах технологического процесса производства кованых изделий из ЫСКК и ожидаемые изменения конечной структуры

Этап технологии

Стадия структурооОразования

Поведение карбо-нитридооОразущих элементов

Нагрев под ковку Рост зерна аустенита

-Растворение частиц карбонитридов -Коагуляция

Ожидаемое влияние на процесс структурооОразования

Ожидаемое влияние на конечную структуру

Ожидеемое влияние на свойства

-Сдерживание роста зерен до температуры полного растворения

-Измельчение зерна

-Повышение прочности -Повышение вязкости

Горячая деформация -Наклеп аустенита

Охлаждение

-Динамическое выделе- -Закрепление дефектов ние частиц на дефек- решетки тах решетки -Торможение рекристалли-

зации

-Динамическая рекрис- -Уменьшение % легируще-

таллизавдя го элемента в растворе

-Статическая рекристал- -Статическое выделение

лизация частиц на дефектах -Инициирование ферритно-

го превращения на подложке карбидов

7-а превращение:

-диффузионное перерас- -Торможение диффузии -Подавление превращения предэление компонентов растворенными атомами (по I и 1)

-перестройка решетки

-Выделение на меи!аз- -Дисперсионное упрочве-ной границе ние

-Сохранение наклепа -Повышение прочности -Снижение вязкости

-Уменьшение объема -Уменьшение прочности дисперсионно упроч—Повышение вязкости нящих выделений

-Уменьшение объем- -Уменьшение прочности ноя доли перлита -Повышение вязкости

-Измельчение пластин -Повышение прочности цементита и феррит—Снижение вязкости ных прослоек перлита -Возможное появление -Упрочнение бейнита и/или мартенсита -Снижение вязкости -Повышение прочности -Снижение вязкости

кам. С хладостойкостью кованых заготовок дело обстоит сложнее: при данных условиях охлаждения значения ниже нуля можно обеспечить только при температуре деформации не выше 1000°С (наиболее значимый фактор) и использовании температуры аустенитизации ниже Н40°С (рис.I).

Оказалось, что влияние скорости охлаждения на структуру микролегированной среднеуглеродистой стали (типа АЦ40ХГФБ) зависит от режима деформации. Так, превращения недеформированного аустенита после предварительного нагрева до 1100 °С при всех скоростях охлаждения выше 0.3 °С/с приводят к образованию трех структурных составляющих - феррита, перлита и бейнита. Влияние деформации проявляется в смещении влево по шкале времени областей ферритного и бейнитного превращений в"результате снижения устойчивости аустенита. Снижение температуры деформации от 1100 до 1000 °С приводит: а) к понижению (примерно на 80°С) температур бейнитного и мартенситного превращений аустенита, обогащенного углеродом вследствие увеличения объема образующегося (на большем количестве структурных несовершенств) феррита; б) к расширению температурного интервала перлитного распада и в) сужению температурного интервала выделения феррита.

После -деформации стали АЦ40ХГФБ при температурах ниже 1200°С необходимая ферритно-перлитная структура обеспечивается при охлаждении со скоростями в диапазоне 1-2°С/с. Охлаждение с меньшими скоростями может приводить к огрублению цементитных пластин и, соответственно, ухудшению как ударных, так и прочностных характеристик стали. Увеличение уохл сверх указанных значений приводит к появлению бейнитной составляющей и соответствующему повышению прочности, порога хладноломкости, снижению ударной вязкости и ухудшению обрабатываемости резанием, что было подтверждено при исследовании свойств кованых заготовок (рис.2). При этом повышение скорости охлаждения в интервале образования ферритно-перлитной структуры (1-2°С/с) одновременно увеличивает прочность и вязкость стали и

снижает Т™ эи

Дополнительные резервы улучшения вязкости и сопротивления хрупкому разрушению выявляли при исследовании процессов отпуска и изотермической закалки микролегированной стали.

Отпуск МСКК при 200...700°С после низкотемпературной деформации (при 900°С) практически не изменяет свойств стали, по-видимому, за счет уравновешивания конкурирующих процессов дополнительного выделения дисперсных частиц карбонитридов, а также их коагуляции и

Зависимость механических свойств и структуры стаж АЦ40ХГФБ от режима горячей деформации

ДОорато^вм Проппа 1-701

. Н/ш' 1000

150. I.

ют о -100

12 в

4

30

го 10

НИ4?.

ЛИ 60 20

100 о -100

1-70» t-i.CS 1-2а

Чг^ V

о о- ч ч

°—о—о--о

800 500 1000 ИХ 60 50 12 в 4 30 20 10 еоо 900 1000 иоо 1200 . ^СТ.-«00 0с * - ТУС1.-1000 °с

/ / С—С-"*

/р г/ О. «-5-"

?т ко зоэ юоз 1200

600 900 1000 1203

□

Термокинетические диаграммы превращения аустенита стали АЦ40ХГФБ промышленной выплавки

-Тд^.-ИОО °с

-— ем дафороцы

\ v ч

ч * ч г ч50 » л

г \

б 15) 4 1ь v 1.:

n к \

а с

ны -10°с л

1ii

10 20 40 60 100 200 400 600 1000

врня. х (в)

---

Цифры у кривых охлаждения обозначают объемную долю соответствующей фазы структуре. В скобках - цифры, относящиеся к штрихпунктирной диаграмме

сфероидизации цементитннх пластин перлита. После деформации при 1200°С высокий отпуск приводит к сильному разупрочнению ферритно-перлитно-бейнитной структуры (на 8 единиц НЕС) и улучшению ее вязкости (на 20 Дж/см2). Как и следовало ожидать, низкий отпуск не влияет на вязкость, разупрочняя сталь на 4 единицы HRC.

Понятно, что изменения дисперсности структуры можно достичь ускорением охлаждения в диапазоне температур от Тдеф до начала перлитного превращения и последующей выдержкой при необходимой температуре перлитного превращения. Это обеспечивает измельчение фер-ритного зерна на стадии ускоренного охлаждения и "отпуск сверху" образовавшегося перлита, приводящий к сфероидизации цементитных пластин перлита, что повышает пластические свойства стали.Стимулирование более полного выделения дисперсной карбонитридной фазы должно приводить к упрочнению стали.

Проведение соответствующих экспериментов (тдеф =900 °С, тиз выд =600 и показало> что по сравнению с деформированной

сталью, непрерывно охлажденной на воздухе, изотермическая выдержка обеспечивает улучшение вязкости и хладостойкости стали: КСИ+го растет на 15-40 Дж/см2, Т50 понижается на 44°С. При этом изотермическая выдержка при 600°С приводит к образованию бейнита в структуре стали, что ее несколько упрочняет (с 830 до 885 Н/мм2), а изотермическая выдержка при 650°С - приводит к тому, что при достаточной прочности (760 Н/мм1") получается полностью ферритно-перлитная структура с мелкими скругленными цементитными пластинами.

Изотермическая выдержка после деформации при более высокой температуре (П50°С), не меняя прочности и вязкости стали, приводит, к ухудшению ее хладостойкости, повышая Т50 от -10 до +12°С. Это объясняется наследованием крупнозернистой структуры рекристаллизо-ванного более устойчивого аустенита. Прочность не снижается, по-видимому, за счет того, что разупрочнение феррита вследствие уменьшения объема дисперсных выделений (в результате уменьшения дефектности 7-фазы) компенсируется упрочнением перлита при повышении т

деф.

Таким образом, полученные результаты позволяют определить режим, обеспечивающий наилучшие свойства поковок: нагрев до 1100-П50°С, деформация при 900°С, охлаждение со скоростью 1-2°С/с либо изотермическая Еыдержна при 650°С после ускоренного охлаждения от температуры деформации.

Роль примесных элементов в формировании микроструктуры стали и конечных свойств кованых деталей

Эффективность действия микролегирующих элементов в стали в большой мере определяется содержанием азота, от которого зависит соотношение х и у в соединениях типа MeNxCy, а следовательно их растворимость, температурный интервал выделения и склонность частиц к коагуляции. Установлено положительное влияние увеличения содержания азота от 0.0036 до 0.018% как на прочность, так и на ударную вязкость стали, микролегированной одновременно V и Nb. Это обусловлено расширением температурного интервала выделения дисперсных частиц более сложного, по сравнению с монолегированной сталью, состава.

Пониженное содержание азота в промышленной плавке (0.006 %) привело (после деформации при температуре Л200°С) к образованию бейнита в структуре МСКК вследствие уменьшения объема дисперсных частиц в процессе деформации, которые способствуют инициированию ферритного превращения. Микролегирующие элементы, оставшиеся в растворе, также способствовали повышению устойчивость аустенита и образованию продуктов бездиффузионного превращения, что в итоге отрицательно сказалось на вязкости стали.

Таким образом, была показана необходимость регламентации содержания азота в МСКК (не ниже 0.015 %), конкретное значение которого зависит от требуемых прочности и вязкости и содержания микролегирующих элементов.

Стали для контролируемой ковки требуют несколько повышенного содержания серы (до 0.070 %), которая вместе с ферритно-перлитной структурой способствует улучшению обрабатываемости резанием без завершающей термообработки. Влияние содержания серы на свойства стали значительно зависит от температуры деформации. Так, изменение содержания серы от 0.01 до 0.07 % практически не влияет на прочность МСКК, подвергнутой горячей деформации при температуре 900°С. Деформация при 1200°С приводит к снижению прочности, и улучшению хладостойкости стали с ростом содержания серы. По-видимому, решающую роль играют факторы, сопутствующие увеличению содержания S, например, некоторое уменьшение эффективного содержания Мп ь растворе. С другой стороны, увеличение объема дисперсной фазы способствует инициированию Еыделения феррита, что в большей степени заметно при уменьшении общей дефектности аустенита.

При исследовании роли ограниченных содержаний N1, Сг, Мо, Си показана принципиальная возможность использования при выплавке МСКК скрапа, т.е. применения (помимо конвертерного и мартеновского) также и электросталеплавильного способа производства такого рода сталей при некоторых взаимных ограничениях их состава и технологии ковки: например, при содержании углерода не более 0.3% допустимое суммарное содержание примесей (N1, Сг, Мо, Си) - не более 0.4%, рекомендуемый режим Тауст =1200°С, Тдеф =900°С, - что в целом обеспечивает получение ферритно-перлитной структуры.

Тешологические_и_экспл2атацио1ще_свойс из_мш^легщовашшх_стале^_получ

В условиях кузнечного производства АвтоВАЗа по серийной технологии были откованы партии деталей из промышленных плавок МСКК (табл.3). При проведении-ковки в интервале температур П00..Л120°С достигается удовлетворительная вязкость (50-70 Дж/см") при достаточной прочности (870-950 Н/мм2) деталей. В случае ковки при 1200°С

о

ударная вязкость на уровне 40-50 Дж/см может быть достигнута только на деталях, подвергнутых деформации с большой степенью, либо имеющих малые сечения (т.е. охлаждаемых с повышенной уохл ).

Производственные испытания обрабатываемости резанием шатунов (2101,2108)-1004050 из стали АЦ40ХГФБ е сравнении с серийными тер-моулучшенными шатунами из стали 40 продемонстрировали практически одинаковые стойкость и износ инструмента при большей на 20% прочности (и твердости) шатунов из нетермообработанной стали АЦ40ХГФБ, а-также существенно лучшем качестве (чистоте) обработанной поверхности.

На малых партиях (~50 шт.) деталей, традиционно изготавливаемых из легированных термоулучшаемых сталей ( конец шлицованый карданного вала 2.101-220221, хвостовик правого вала 2108-2215096, растяжка нижнего рычага передней подвески 2108-2904270, ступица переднего колеса 2108-3103015, ось ступицы заднего колеса 2108-310463), сравнительные испытания продемонстрировали так же лучшую обрабатываемость деталей из стали АЦ40ХГФБ при равной твердости сравниваемых материалов.

Сравнительные исследования поверхностного упрочнения деталей из стали АЦ40ХГФБ и термоулучшаемых сталей ЗОХМ и 40 показали, что МСКК могут подвергаться поверхностной закалке после нагрева ТВЧ и

Таблица 3

Режимы деформации и механические свойства деталей из МСКК

Сталь Деталь

дедаоди ТЕеРД°сть Тнагр., °С НВ

ф, кси+20

ав, о5, Н/мм2 % % Дж/см2

АЦ40ХГФБ Шатун 1180-1190, охл.в таре охл.на воздухе 25312 27312 862± 59 94139 19 ±2 15.50.5

Растяжка 1150, охл.на возд. 267 ± 2 915± 59 17 ±2 52 ±5 63 ± 3

Рычаг 1100, охл.на возд. 246 -3 8767 20.1± 0.3 51.5± 0.7

Конец шлицованый 1080-1100, 0ХЛ;На воздухе 251 1 3 879± 6 16 ±1 51 ¿1 53 ± 2

Хвостовик 1100, охл.на возд. 257 -3 921± 16 ±2 52 -I 70.6-0.1

Кулак поворотный 816 18.8 51 57 - 4

АЦ35ГФБ Шатун 1160-1185,

охл.в таре 257 ± 13 774± 20 20 -2 52 ±15

охл.на возд. 941± 39 21-29 47 ± 5'

Конец шлицованый 1080-1100, охл.в таре 255 90130 18 42.5±0.!

низкотемпературному азотированию, как и другие среднеуглеродистые стали.

В работе проанализированы функциональные связи усталостных и механических свойств стали АЦ40ХГФБ. Показано, что в интервале напряжений цикла 300-800 Н/мм2 долговечность при усталостном нагруже-

нии описывается следующим уравнением (Р=0.9, Н'=0.8):

2 +20 = 6.14 - 3.82о + 0.2Ю + 0.10о„ + 0.08КСи (13)

. - 19 -

+20 2 (ов, о измерены в ГПа, КСи в МДж/м ).

Установлено, что в интервале прочности 750-950 Н/мм" и ударной вязкости 20-120 Дж/см2 рост долговечности при усталостном нагруже-нии слабо зависит от прочности и еще слабее - от вязкости стали, хотя в целом повышение статической прочности и ударной вязкости несколько увеличивает ее сопротивление усталости.

Более существенно прочность и вязкость стали влияет на коэффициент интенсивности напряжений при котором происходит переход от усталостного развития трещины к статическому долому: полученная зависимость хорошо описывается линейным регрессионным уравнением №=2.5, Н'=0.71):

К1с = -54 + 25ЮВ + 29КСи+20 (кГ/мм3/2) (6.2)

(ов измерен в ГПа, КС11+20в МДж/м2).

Роль ударной вязкости как фактора условия перехода к долому является более существенной, чем прочности, поскольку,, например, при КСи+2О>90 Дж/см2 даже в случае длинной трещины (половина живого сечения образца) долом происходит по вязкому механизму без разделения образца на части. При меньшей вязкости долом осуществляется по хрупкому или смешанному механизму. В целом, увеличение свидетельствует об увеличении критического размера дефекта, при котором наблюдается переход от медленного (усталостного) подрастания трещины к самопроизвольному долому, т.е. о повышении эксплуатационной надежности ("живучести") детали.

Усталостные испытания, проведенные непосредственно на деталях как на стенде в условиях циклического растяжения, так и в деигате-. ле, обнаружили более высокую долговечность шатунов из стали АЦ40ХГФБ по сравнению с серийными, что обусловлено их большей статической прочностью по сравнению с серийными. Важно, что в данном случае повышение прочности обеспечивало одновременно и улучшение обрабатываемости резанием.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

I. На основании полученных закономерностей формирования структуры и свойств кованых изделий из среднеуглеродистых микролегированных сталей предложены стали типа (30-40)ХГФБ, содержащие 0.1% ванадия и 0.05% ниобия, 0.3% кремния, которые обеспечивают получение следующих характеристик: о =850-1020 Н/мм2, КСи+,::О=85-150

Дж/см2при усталостной долговечности и обрабатываемости резанием на уровне термоулучшаемой стали 40ХГНМ без завершающей термической обработки.

2. На промышленной микролегированной стали для контролируемой ковки (МСКК) типа АЦ40ХГФБ установлены закономерности влияния параметров горячей деформации (температур нагрева и деформации, степени деформации, скорости и схемы охлаждения) на соотношение прочности и сопротивления разрушению и эксплуатационные свойства (усталость, обрабатываемость резанием), на основании чего предложен оптимальный режим производства кованых деталей из этой стали.

3. Показано, что прочностные характеристики■стали АЦ40ХГФБ сильнее (в 1.5-2 раза) зависят от температуры нагрева заготовок, а сопротивление разрушению - от температуры деформации. При этом установлено, что повышение прочности стали АЦ40ХГФБ с ростом температуры нагрева от 1000 до 1200 °С связано с увеличением объемной доли перлита Уд в структуре стали в результате повышения устойчивости аустенита перед 7-*х-превращением, обусловленного растворением микролегирующих элементов. Рост ударной вязкости стали АЦ40ХГФБ с понижением Тдеф от 1200 до 700 °С обусловлен, во-первых, измельчением ферритно-перлитной структуры вследствие подавления процессов возврата и рекристаллизации аустенита растущим числом дисперсных частиц, и во-вторых, повышенным количеством избыточного феррита (т.е. уменьшением Уп) вследствие понижения устойчивости деформированного аустенита.

4. Установлен интервал получения необходимой для обрабатываемости МСКК резанием ферритно-перлитной структуры, что обеспечивается после деформации стали АЦ40ХГФБ при температурах ниже 1200°С и охлаждения со скоростями 1-2°С/с. Повышение скорости охлаждения в этом интервале одновременно увеличивает прочность и вязкость стали и снижает

5. Показано, что прочность разработанной стали АЦ40ХГФБ, деформированной во всем диапазоне исследованных режимов, находится на уровне термоулучшаемых сталей (800-1000 Н/мм2). Обеспечение хла-достойкости на уровне Т5О<0°С возможно только при использовании температуры деформации не выше Ю00°С при температуре аустенити-зации ниже 1040°С.

6. Показано, что изотермическая выдержка в интервале перлитного превращения (600-650 °С) на стадии охлаждения кованых заготовок после деформации при 900°С обеспечивает улучшение вязкости и

хладостойкости стали АЦ40ХГФБ по сравнению с горячедеформирован-

+20

ной сталью, непрерывно охлажденной на воздухе: KCU растет на

15-40 Дж/см2, Т50 понижается на 44°С. На основании изученных

закономерностей предложен термодеформационный режим:

Т_,.„„, =1150°С, = 800°С, охлаждение со скоростью 10-15 °С/с

ayci. Дсф-

до 650 С, изотермическая выдержка I час.

7. Показано положительное влияние увеличения содержания азота от 0.0036 до O.OI855 на прочность и ударную вязкость стали, микролегированной одновременно V и Nb, что обусловлено расширением температурного интервала выделения дисперсных частиц комплексных карбонитридов и, соответственно, их более эффективным взаимодействием с процессами структурообразования МСКК.

8. Показано, что дополнительное микролегирование серой (до 0.072"), вводимой для повышения обрабатываемости резанием стали типа ЗОХГФБ, подвергнутой горячей деформации при 900 °С, практически не изменяет прочность (ав~765 Н/мм2) и хладостойкость МСКК (Т50=-15°С).

9. Установлено, что в микролегированной стали с 0.3% С допустимо содержание молибдена на уровне до 0.05%, а также Ni, Cr, Си (по сумме) до 0.30-0.35%, что обеспечивает при условии низкой температуры деформации (900-850°С) после аустенитизации при 1200°С получение ферритно-перлитной структуры поковок, обладающих удовлетворительной хладостойкостьга, и таким образом позволяет использовать скрап (электросталеплавильный процесс) при производстве МСКК.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

1. Петруненков A.A., Крохина Е.К, Арабей И.Б. Статическая рекрис таллизация низко- и среднеуглэродистой стали с ниобием // Оптимизация легирования и термической обработки: Отраслевой тематич.сб. М. 1986. С.41-45

2. Петруненков A.A., Крохина Е.К, Арабей И.Б. Микролегированные стали для отмены термоулучшения кованых деталей // Новые материалы и технологии термической обработки металлов: Сб.тез.докл.всес.науч-но-техн.конф. Киев. 1985 С.16-17

3. Крохина Е.К, Петруненков A.A., Арабей И.Б. Микролегировакие го-ркчедеформируемой средяеуглеродистой стали // Изв.ВУЗов: Машиностроение. 1987. JHO. C.III-II6

4. Петруненков A.A., Крохина Е.К., Заславский А.Я., Арабей И.Б. Технические эксплуатационные характеристики средаеуглеродистых микролегированных сталей для контролируемой ковки // Интенсификация производства и качества машиностроительной продукции за счет применения конструкционных сталей с улучшенными технологическими свойствами: Сб.тез.докл.всес.нучно-техн.конф. Челябинск. 1987. С.41-42

5. Яшин Ю.Д., Петруненков A.A., Яровая Л.Ф., Коваль И.Г., Арабей И.Б. Влияние температурных режимов ковки на механические свойства микролегированной стали // Технологическая теплофизика: Сб.тез. докл.всес.конф. Тольятти. 1988. С.368-369

6. Петруненков A.A., Крохина Е.К, Арабей- И.Б. Микролегирование средаеуглеродистых сталей для кованых деталей автомобилей // Стали для автомобильной промышленности: Сб.докл.мевдунар.сем. Москва. 1988. С.88-128

7. Петруненков A.A., Крохина Е.К, Арабей И.Б. Влияние азота на структуру и свойства средаеуглеродистых микролегированных сталей для изготовления нетермообрабатываемых кованых деталей повышенной прочности // Качественные стали и пути повышения их служебных свойств: Отраслевой тематич.сб. М., 1988. С.

8. Petrunenkov A.A., Yashin Yu.D., Fonstein N.M., Arabei I.B. V-Nb-Steels for Forgings - Warm and Controlled Forgings // Steel in Motor Wehicle Manufacture: Proc.Int.Conf. Wursburg. 1990. P.219-230

МШ ЭВТЕКТИКА зак.1104 тир. 100 уч. изд.лист. 1,0 печ. лист.1,25 от 2 12 91г.