автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Термодинамический анализ и оптимизация составов низколегированных сталей для вагонных отливок

Тульский государственный технический университет

„ г г о я

Г п ь-п

На правах рукописи

ЦАРЬКОВСКАЯ Надежда Ивановна

ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ И ОПТИМИЗАЦИЯ СОСТАВОВ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ВАГОННЫХ ОТЛИВОК

Специальность 05. 16. 01. „Металловедение и термическая обработка маталлов"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Тула-1994

Тульская гостгдарсиеюшЯ тохшсчаеетй укяварсям*

На правах рукосзса

Царьковская Надечка Ягам км

ппэдншраяая яаяз и ашязмга состдиз сгша дш batojes откпа

Спегошхьность 05.16.01 "Могалловздаяло и термическая обработка кэтал-тоа"

А 3 ? 3 Р 3 '} 3 ? А 7

дгзззр'гкгя па CÎS5SUта трйкзЯ гтсгг.тз пгдадкз гззгзгзess пгуз

Работа выполнена в Брянском технологическом институте Бекицком сталелитейном Заводе.

Научный руководитель.: v • •

доктор технических наук, профессор Сильман Г.И.

Официальные оппоненты:

- доктор технических наук;«дагазр:химических наук, профессор Еуков A.A.

- кандидат технических наук.АрхаяЕедьскййЭСЛ.

Ведущее предприятие - производственное обьедвнагкке "Брянский машиностроительный завод".

Защита диссертации состоится äfJfO/ji Z .1994 гс в /'/^ часов в девятом корпусе ТГТУ, ауд.101 на зеседаг специализированного ¿Звета К.063.47.02 ВАК России в Тульо государственном техническом университете по адресу: ЗООбОС г.Тула, пр.Ленина, 92.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке инст;

Автореферат разослан ШЫ </¿[¿1994 года

Учёный секретарь специализированного совета кандидат технические наук, доцент

?

/Ла^**»'" Гончаренк

I. сбцая харшер.кеяа. рабой

Акт^^ьность_проб.г№ь:. Ужесточение условий с.ссллуатайки г.г-одоротшого транспорта в связи с увеличением грузслодъо:..мос.и ЙростеЯ движения поездов, гаспнгенне!.: се?:: дог о г п

нах СеЕера, Сибири, предъявляет возросшие требования г несу-литым деталям грузовкх вагонов (детали?: яртосцспного устрой, боковым ранам, надрессорным балкам). Хотя з государстввн-стандарт России внесены значения свойств сталей на уровне ¡'ея-родных стандартов (в частности, стандарта СЗД), обеспечение о урогня и особенно стабильности свойств является ппоблв>'атич-Очень важной стороной вопроса является обеспечение кеобходи-сочетания свойств: прочности, пластичности и ударной вязкос-Учктывая работу яелезнодорокнсго транспорта при иизкмх текпе-■рзх, нуяно, чтобы указанный комплекс свойств обеспечивался к мшх условиях Северных районов и Сибири, то есть был гаранта-я достаточно низкий температурный порог хрупкости стахей-Пог-' в качестве основного объекта исследований выбраны стали с иеннки содержанием углерода (0,17 * С.ЗС/Х), пгичеу кок-х-екс гых свойств достигается минимально необходима угэвнси легиро-(я сталей в сочетании с соотввтствунцкии режимами теруичессй 1ботки.

Повизени^ свойств низколегированных литвГгп« [ей путём оптимизации их составов на основе результатов -твп-й-шического ан'ализа и установления зависимостей .свсГ.сте от пго щаемости. Автор | защищает:

- установленные соотноаенкя «сяду характеристиками хю/кческо-юстава, прокалиэаеиостье и механическим« свойствами стилей;

- термодинамические расчеты влияния легирующих элемент (марганца к титана) на структурообразование б малоуглеродис сталях с определением оптимальных содержаний, этих элементов

- рассчитанные и построенные разрезы диаграммы Ре-С-Мп выявленные ка основе анализа этой диаграммы явление и услов формирования структуры гетерогенизированного феррита;

- результаты терыокинетического исследования сталей ти

20ГЛ;

- результаты расчетного и экспериментального определен прокаливаемоети сталей типа 20ГЛ # ЗОЮ Л;

- рекомендации по оптимизации химического состава стал режима термической обработки отливок.

2£ЙШЕ• Выплавка стали проводилас высокочастотной индукционной установке ЛПЗ-67 в литейной л; тории Бежицкого сталелитейного завода, в тигле с кислой фу1 кой ёмкостью 60 кгГ-В качестве исходных пластовых материала менялась литая сталь в виде .брусков длиной 150-200 мм, тир; 70-100 т. Замер температуры проводили термопарой ППР 6/30 дом погружения. Ферросшзг^З, ферромарганец, феррованадий 1 ферротитак присаживали гв-Шй.иь, а алюминий, силикокальций, с бор ввсдкли в ковш.

Эксперименты проводилЕсь^акже ка опытно-промьшеннкх ках БСЗ. Для определения механических свойств стали от калу плавки фракционно заливались трефовидные стандартные пробы, фа разрезалась на перья, из которых изготовлялись образцы ; ханическшс испытаний.

■Термическая обработка проб проводилась в лаборатории I

стронагревательной печи Н40 с последующа/ охлаждением всз-! Б случае нормализации или в воде при закалке.

Для анализа структуры стали использовали оптический микро-I "Неофот-2" при увеличениях от ЮС до 2002 раз. Тонкие сзс-!дащие структуры стали изучались под электронтз-' ми-т-оскоп'-)!/ 1-Ю0А с увеличением в 6500 и 13500 раз.

Химический состав фаз, хяр^ктор кб^ззрснних гр&ниц^ гнутги-нная и меязеренная ликвация определены с псмоцъв лекального геноспектрального анализа на установках "Камебакс" и У 5- 45 ека". Методом термического анализа по кривым охлаядекия оп-лялись скорости охлаждения при температурах распада аустени-Равновесные точки при построении термокинетичгск'Е диаграммы читызались термодинамически или определялись по разрезам диаг-ц состояния.

Механические испытания проводили н& стгддлртных разрывных к кых образцах. Определяли следующие показатели: ггрэдел проч-1! предел текучести (¿т ), относительное удлинение (? ),

ситальноо сужение (у), удариуа вязкость (КСи), твердость 3).

Прокаливаемость стали определяли методом терцезоК завалки по 5£57-69 и с поиецмз измги?ниг твердости пэ гг.пе'г^цгему сеч-э-.'.сследуемого зб-гезца.

В работе непользевачц метод термодинамического анализ':, -математического моделирования процесса с ¡тгпм^нмг.'.гм ЗВ.М, » статистическая обработка зкеперкменталь!'!.": З'НН!^. Научна у новигча работы состоит я получени:: гтдя я;г г тесре-:ких я эксперт гггальш:* результатов, гэзгс.г."гт:г гк-тг^ть по:-->етя тятлт'г. сяойстз С7гг>э я отлит*«:: — уСТ'.'*.'.О?" 'И? *.*СЛ' 'Гг уо;:4; * ^'СТН?''?? . ;'0,' ■*,•? ' .**." '1 '.'У,- на с?эГг-

ства сталей в изделиях через комплексный параметр прокаливае ти, являющийся функцией химического состава, структуры и дрч факторов;

- установлены возможность и условия формирования струк1 аусферрита в низколегированных сталях;

- построены неизвестные ранее разрезы диаграмм состоял; Ре-С-Мп, Ре-С-Ти , Ре-£-Уи показана их роль в металловеден сталей;

- выявлены механизмы влияния марганца и титана, а такс шексного микролегирования стали ванадием, титаном, на стру и свойства сталей с оптимизацией содержаний этих элементов.

Практическая ценность и реализация результатов работы;

- показана возможность существенного повиленик всего I лекса механических свойств низколегированных сталей для га! отливок с обеспечению! их ка уровне международных стандарте

- разработаны химические составы сталей с повышенщат бнлышми механическими свойствами при оптимизированном сод| в них марганца и микролегирувцих элементов;

- - разрезы диаграмм состояния Те-С-Ип, Те-С-11 , Ге-С-ли практическое применение при чтении курса ыатериаловеден

- с использованием результатов работы ка Бехицком ста тейном заводе внедрены и внедрялся в производство стали т 20ГТЛ, 20ГЗУГЛ, 30ГС5ТЛ, а также корректируются режимы терн кой обработки отливок.

Экономический эффект от внедрения в производство в Е ду стали 20ГЛ, дополнительно легированной' титаном к другю элементами, составил 571607 рублей.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуж» Всесопзной научной конференции "Износ в малинах и методы :

него" .(г.Брянск, 1955 г.); Всесоюзной научно-технической дон-зенции "Повшение' надегнэейг I? долгоггчмсти материалов и дета-й игепгн на основа ногка: кэУоДОЗ едпгкгскОй я хкмако-^ераичэс-I! обработки" (г.Хыельнкцкий, 19В&Г.)}. научно-технических кон-ренцийх профессорско-яр&йЭДавггг'сяьеггога со стаз а Ерянсаого тех-Е0ГКЧ8СК0Г0 института.

' Публикации. По тсяз диссертации опубликовано 4 работы, по-5бно авторское свидетельство на изобретение. .

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введе-п, четырех глаз, выводов и приложения, излезэна на 254 страна-г машинописного текста, содср=ит,50 таблиц, 129 рисунков, спи-х литературы из 109 наныеноггняЯ русских и зарубежных авторов.

, I

- -2.. ОСНОВНОЕ С0ДШМ2Е РАБСТВ 2.1. СосзояКко го про са

Анализ лптаргйу1йпг8 йййаге ггрогодпгсл по сзпросг», стгзан-и с влиянием различных фазсЯброэ па структуру а сгоЯетеа сталей, осмотрено влияние углерода« яейгругцнж и микролегирукцих эхемен-а, проведена оценка &йой«Я химических элементов а исходной струк-ры. на, прокаливаемостага.

Из проведенного анализа .следует, что в известных работах не« статочно полно учТояа особенности влияния некоторых элементов ' частности4 марганца и титана) на структурообразованпе в сталях, езде всего, в различных условиях термокинетического воздействия, лее эффективно можно использовать и комплексный фактор прокали-емости, сравнительно легко определяемый и функционально увязы-емый с основными механическими свойствами стали.

Оценка влияния титана и марганца на структурообразованпе в алях проведена на основе термодинамических расчетов и терыокине-

- г -

?£чесхнх ксслэдогиший с экспзр.хектагькой проверкой их резуль 'too.

В литературе отсутствуют достаточно полныз данные по скс »a Fo-C-Tt в сарохон твипзрстурноы' оторвало от жидкого состо кил до хоиттккс температур. Б свкза с этим в данной работе г ден тергодикймкчзский анализ' процессоз растворения карбидов i hd з р^сягаво, ¿устелите" и форри*© с последующим построением vjpu и г.о:,лтер| растворимости и разрезов диаграммы состояния. Соа внимание уделено малоуглеродиста областям диаграммы и ма содеиканиям титана, поскольку этим условиям отвечая? составы слгдуеиых сталей.

■ ^

2.2. Результаты теоретических исследований и расчеты

Тсргюдичамический анализ проведен по методике Г.И.Сильмг ? x&vocvbo исходных данных использованы изменения изобарного чоддоаымвского потенциала реакции образования карбидов титш :?с:-ц&ртхых условиях (при взаимодействии чистого титана и rpj тт.) Л 2 , | исходная диаграмма состояния сплавов Fe-C и коэфф)

ПС . л

сита ысафазного распределения титана.

По результатам анализа проведена оптимизация содержания тана в отливках из малоуглеродистых сталей, подвергаемых тер чесхой обработке. Растворимость титана в аустените зависит о температуры я при температурах термической обработки отливок жа 1000°С) составляет менее 0,012. При большем содержании ти образует кьрбиды и карбонитриды, располагающиеся по границам рек и заметно снижающий ударную вязкость стали. Оптимальное держание титана в стали 20ГГЛ, обеспзчивапцее сохранение мел зернистой структуры при температурах нагрева до 960°С, соста о? 0,С05 + О,ОК.

Растворимость титана в феррите отличается очень заметной шврЕсурной зависимостью, что свидетельствует о склонности ти-шстото феррита к дисперсионному,- удпяянению (карбидному и кар-глгридному), сопровождающемуся снижением ударной вязкости. Чем 5б содержание титана в стали, тем меньше опасность её охрупчи-яшг.- Поэтому содержание титана не должно быть больше 0,02^.

Расчет, построение и анализ диаграммы Ре-С-Мп позволили гнить растворимость марганца в феррите, которая оказалась су-гтвенно меньше среднего содержания' марганца в исследованных аляг. Отсюда следует вывод о возможности сохранения при опре-ленных условиях в структуре нормализованной стали при комнат-й температуре участков нераспавшегося аустенита, обогащенных рганцем, и формированию гетерогенной структуры, получившей звание аусферрита. Это явление наблюдаете^ при содержании ыар-нца в стали более Микрозоны аустенита в феррите могут

ргь как изолированными, так и взаимносвязанными, обеспечивая за-тные эффекты дисперсионного и никрсжомпозиционного упрочнения, юявляющиеся в повышении прочностных характеристик стали ( ¿в , т).без заметного снижения ударной вязкости. Особенно значитель-м упрочнение может быть в случае мартенситного превращения ос-[точного аустенита.

' При повышенном содержании марганца в стали (около 1,555 и бо-:е) остаточный аустенит может сохраняться в виде оторочки по >аницам ферритных зерен. Это вызывает значительное охрупчивание :али, особенно при низких температурах, что связано с мартенсит-ш или промежуточным превращением аустенита. В сталях 20ГЛ,20Г$Л 20ГТЛ с содержанием марганца до 1,4% участки с аустенитными горочками являются эпизодическими и не вызывают заметного охруп-1вания стали.

Результаты термодинамических расчетов проверены и подтвер-

х'дзги экспериментально по данным металлографического и локал! го рснтгенослектрального (на установках "Камебакс* и "Калека* анализов и механических испытаний.

Проведены расчеты свойств феррито-перлитных сталей по м( дика Шикерянга с учетом химического состава сталей и некото1 особенностей их структура. Снк показали, что практически нев! 1«это обеспечии. в норкализоваиней стали предел текучести бо. 450 !1Ла при достаточно высоких значениях ударной вязкости и : дэстоЯкости. Для получения комплекса более высоких кеханичес свойств необходимо прозодить термическую обработку, обеспечи чув Сслее интенсивное измельчение зерна, переход к резко нер ковесноЯ структуре игольчатого или зернистого"типа, то есть пользовать термическое улучшение сталей.

Выбор правильной комбинации легирующих элементов опреде ется следующими условиями: обеспечение требуемой степени зал лгкия отпуска, не слишком сильным понижением температуры Мг избежанна закалочного растрескивания, достижением необходим« прокаяиваемости. Содержание углерода должно быть настолько ; ким, насколько это совместимо с требованиями прочности. Доб4: кремния и кобальта весьма эффективны и полезны, однако соде ний кремния не должно быть более 0,75 из-за опасности усиле ферритной хрупкости. Небольшие добавки хрома (до 1%) целесо разны для повшения прокаливаемости.

Исходя из изложенного можно рекомендовать следующее со какие легирующих элементов в стали: до 1,555 Мп;.до 0,6^51 ; $ Сг; до С,6% N1 ; до 0,6% Си. Для обеспечения мелкозернист структуры и дисперсионного упрочнения сталь целесообразно » легировать ванадием и титаном.

Близкие своР.стга улучшаемой стали получаются как при : ко на мартенсит, так и при закалке на нижний Сейнит. ОднаК!

ое снллсение свойств наблюдается при наличии в структуре стали ительного количества верхнего бейнита. Еерхний беЯнит являет-[ежелательной структурной составляющей и его количество в об-структуре закаленной стали должно быть ограничено. Еще более ¡дательным является доэвтектоидный феррит, имеющий структуру 1ных полигональных зерен, и. появляющийся, в стали при её недос-зчной прокаливаемости--

2.3. Особенности струят^ры: кхройств нормализуемых и улучшаемых сталей

В работе исследовати микроструктуру образцов стали 20ГЛ пос-охлаядёния от температур аустенитной области с различной скотью (от 0,03 .до 210 К/с). При этом .использовали методы метал-' «

рафического анализа (на световом и электронном микроскопах) и ¡тгеноспектрального на установках "Намека" и "Камебакс®. По ре-гьтатаы исследований построена термокинетическая диаграмма пре-щения аустенита в стали !Ш.

В микроструктуре отожжённой и нормализованной стали типа 'Л при содеряании 1,2 ... Г,4£ Шг и 0,37 ... 0,45$Бс обнаруже-зерна неоднородного, гетерогенизированного феррита. Внутри и границам таких зерен наблюдаются мелкие (имеющие слегка розо-гый оттенок) включения, обладающие более высокой твердостью,чем зухащий их феррит. В некоторых случаях эти включения сливавт-» образуя по границам зёрен феррита сплошную тонкую оторочку.

Рентгеноспектральный 'анализ с точечным зондированием на ус-новке •Камебакс" показал, что в ферритных зернах с высокой сте-нью гетерогенизации содержится больше марганца (1,25... 1,38%),

м в гладком феррите (0,5 ... 1,08?) и даже больше, чем в перли-«

Обогащение зерен значительно гетерогенизированного феррита

ййрранцеы свидетельствует о сегрегации марганца во включениях, позволяет интерпретировать эти включения и оторочки около ферритник зерен как остаточный аустенит.

Линейное зондирование участков гетерогенизированного ферри та с проникновением в граничные зоны (оторочки ферритных зерен) проведено на установке "Намека". Результаты зондирования по содержание марг&лця и кремния показали, что внутри ферритного зет на распределение элементов .очень неравномерно. Существуют зоны высоким содержанке« кремния "(0,5... 0,6*) и очень низким содераи кием марганца (0,2...0,3?), их можно интерпретировать как чист: феррит. Другие участки обогащены марганцем и обеднены кремнием Эти участки можно считать зонами остаточного аустенита, частич претерпевшего мартенситное превращение в процессе обработки ст ли холодом. Структуру легировании* сталей, состоящую из феррит и участков непреврыценного или частично распавшегося аустенита

у

в иностранной литературе в настоящее время называют зернистым бейнитом или аусферритом. Ыикрозсны аустенита в феррите могут быть как изолированными, так и взаимосвязанными, обеспечивая г меткые эффекты дисперсионного и микрокомпозиционного упрочнен/ Последний эффект проявляется в значительном повышении прочное без заметного снижения пластичности и ударной вязкости стали.( н&ко при еще более высоком содержании марганца (1,5/6 и более) остаточный аустенит может сохраняться в виде оторочек по гран цам ферритных зерен, превращающихся в мартенсит при понижении температурах, что приводит к низкотемпературной хрупкости ста лей.

В структуре полумартенситноП зоны стали 20ГЛ содержится значительное количество феррита. Расстояние до полумартенсип зоны, определенное для стали 20ГЛ методом торцовой закалки, ( тавляет 4...5 мм, что свидетельствует о малой прокаливаемост!

тали. В сердцевине сечения толщиной 25...30 ым скорость охлаж-1ения при закалке в воде 1/0Хд.= 3...5 К/с, что приводит к обра-юванию микроструктуры, состоящей из мелкозернистого феррита ; около 30%), небольшого количества перлита (до 10$) и бейнита [зернистого и игольчатого)» Таким' образам', после закалки и высо-сотемпературного' отпуска структура и свойства по сечению стали ЮГЛ в литых заготовках и деталях очень неоднородны.

В сталях, типа 20ГЛ суммарное содержание легирующих элементов варьировали в пределах от 2,03 до 3,13^. Исследованы интерзалы содержаний марганца от 0,98 до 1,45/5, хрома от 0,14 до Э,68й и кремния от 0,30 до 0,75%. Анализ влияния химического гостава на свойства сталей проведен через показатель прокаливае-иости.

Установлено, что для исследуемых сталей можно пользоваться аналитическим выражением параметра прокаливаеыости (расстоянием до полумартенситной зоны при стандартно« методе торцовой закалки) , -предложенным в работах Сильиана Г.И. и Серпик Л.Г.: . Г1 -2С[1 +($12+Л£2)+7Мпг+-10Сг2 + ЗМь2+Сиг +

+ Мо).+4 № (Сг+ Мо)* 2 Си Сг], мм

В некоторых случаях результаты расчетов проверены экспериментально.

Д?я_новмализоданкых статей т:гпл 20ГЛ: предел прочности практически линейно зависит от прокалйваемости: ¿»в = 464,2 + 19.5.П, Ша; ' экстремальный характер имеет зависимость продела текучести от прокаливаемости

¿> г = -1,55.П2+ 32,2«П + 253,4 , причём максимум ¿т соответствует интервалу П = 6,04-7,5 мм. При

- и -

большем параметре прокаливаеыости нормализованная схаль заметно охрупчивпется, что приводит к снижению ¿т • Влияние содержания бора на средние величины ¿ь и ¿-, практически не сказывается, но бор заметно увеличивает разброс экспериментальных данных, особенно в интервале П = 5*6 мм, то есть свойства .нормализованных бор-■содержацих сталей' менее стабильны, в связи с чем микролегирование бором нормализуемых' сталей типа 20ГЛ нецелесообразно.

Экстремальный характер имеют зависимости ударной вязкости нор» мализованной стали от прокаливаемости. При комнатной температуре эта зависимость имеет вид:

НС1?т20= 7,СЗ-П2+ 81'П - 95,7 > Максимум ударной вязкости обеспечивается при П = 5,5*6,5 мм. Резкое снижение ударной вязкости стали в интервале П = 7,0* {■7,5 мм объясняется переходом к игольчатой бейнктнс»: микроструктуре. •

Яри отрицательно температурах максимум ударной вязкости сдвигается в сторону меньшей прокаливаемости, что объясняется мар-г тенситно-бейнитнда превращением' остаточного' аустенита . *

КСи-ь0= -4,б.П2+ 47,4'П - 58,4' При температуре -60°С наиболее высокие и стабильные значения удар* ной вязкости достигаются в интервале П « 5*6 мм.

Сопоставление приведенных зависимостей позволяет оценить оптимальные значения параметра прокаливаемости и химического состава нормализуемых сталей. Оптимально является интервал П =» 5,0*5,7 мм. При этом в стали должно быть не более 1,4!» Мп, 0,6^ Сг и .

В случае производства улучшаенх отливок в одном потоке с ногмалкэуеплш приведенный химический состав стали должен быть предельным для обоих вариантов термообработки.

Структуру и свойства Е_те^ипески_£т^чаенном состоянии исследовали на стллях двух составов: I) 0,203 С; 1,30% Мл; 0,34%;

0,282 Cr ; 0,23%NL ; O.IgS Ca ; 0,005$ TL ; 0.048Ш ; 0,020%S; 0,045/6 P; суммарное содержание логйрущия элементов, повышающих прокалиЕаемость стали, ¿агсмтй параметр прокаяи-

ваемости П = 6,0 мм;2) 0.I9& С*1, 1% Uni 0,34%Si ; 0,30% Cr ; 0,32%Nl ; 0,16% Cu ; 0,01% Ti ; 0,045%A£; 0,024%5 ; 0,031$ P; Y.л.3= 2,295?; П = 5,0 мм. Химический состав второй стали близок к среднему химическому составу стали на БСЗ.

Термическая обработка обеих сталей проводилась с варьированием температур закалки (930 и П00°С) и отпуска (550 и 630°С).

Результаты исследований показали, что в стали состава I обеспечивается высокий уровень прочностных Свойств при обычной те?.яературе закалки . t зак.=» 930°С и температуре отпуска toTn.= , = 630°C,(dT7 550 МПа и ¿е,> 700 МПа). :

S otали меньшей прокаливаемости (состав 2) при обычной тем-r?ößä?ypa закалки и отпуске при 6Ё0°- 650°С предел текучести снижается до значений ниже 500 МЯа. Дйя обеспечения ¿т > 550 МПа температуру отпуска необходима йбНй»ать до 550°- 580°С. Характерно, что'в сталях, закаленных oi 1Ю0°С, прочностные свойства (особенно ¿т ) резко Снижаются о повышением температуры отпуска, но при высоких температура^ отпуска 630°- 650°С их уровень остается выше, чем у закаленных от 930°С. Пластичность (§ .и у ) сталей обоих составов бышё при закалке от 930°С. С увеличением температуры отпуска Пластичность сталей существенно повышается. Различие в свойства* сталей составов I и 2 объясняется тем, что в Стали 2 при достаточно высоком отпуске (600-650°С) почти полнос-тьб завершается рекристаллизация игольчатого феррита. В то же вреМя в структуре стали состава I даже при высоких температурах отпуска (630-650°С) сохраняются значительные участки нерекристал-л:!зованного феррита. Поэтому с целью достижения более высоких значений пластичности стали повышенной прокаливаемости целесооб-

разно отпускать при более высоких температурах в за- ■

висимости от степени легирования.

Такой вывод подтверждается и характером изменения ударной вязкости стали. При температурах отпуска до 630°С наилучшие ре--зультатн дает закалка от 930°С. При закалке от Н00°С ударная' . вязкость ниже, но высокотемпературный отпуск (630°С и выше) обеспечивает её достаточный уровень. При одной и той же температуре-закалки ударная вязкость Еь£ку у сТаЛи" состава I, то есть у стали повышенной прокал'лваембсда^

Исследовано влияние прокалиааем"о"С¥и стали и её дисперсионного упрочнения (за счет ванадия) на уровень механических свойств

_ -J

на серии опытно-промышленных плавок. В стали некоторых плавок дополнительно вводились хром, кремний, а так же микролегируюцие элементы (ванадий, титан, бор). В значительном интервале варьировалось так же содержанке марганца. Все стали модифицировались си ликокальцием. Установлено, что прокалива'емость резко влияет на прочностные свойства: на I мм параметра прокаливаемости П повыше ние свойств составляет: ICIa; a¿,~ IIO ЫПа в сталях с

ванадием (типа 20Г5Л и 20ГЭТЛ) и t ~ 120 МПа; дйт~145''МПа в сталях без ванадия (типа 20ГТЛ).

Эффект дисперсионного карбонитридного упрочнения за счет ва надия по результатам статистической обработки оценивается следую цпми величинами (на 0,0155 ванадия):

20 МПа и д ¿т ^ 20 МПа при П = 5,0 ми 10 Ulla и

д ¿ т ~ 12 lilla при' П = 6,0 мм д ¿ 6 = О и lilla при П = 7,0 мм*

Дисперсионное упрочнение не проявляется по ó г при П » 9 мм, а по ¿¿ уже при П • 7,0 мм. Эти данные показывают, что использова ние ванадия целесообразно лиль для сталей невысокой прокаливаемо тн (при Л 6 мм). При Л ^ 6 мм достаточный уровень прочностных

свойств ( ¿т> 550 Ша) обеспечивается и без ванадия.

Микр~олеГирование стали бором (до 0,00^5) целесообразно только при очень малой прокаливаемости (при П^ 4,5 мм). В сталях нормальной (П = 5*6 мы) и ШЖВйнной: (Ш>-б- мм) прокаливаемости использование бора нецелесообразно..

Ударная вязкость так не не яялягтсж одаозначной функцией, прокаливаемости. Ударная вязкость терыоуяучгенной стали растёт при увеличения П до 5,0 - 5,5 да, а при дальнейшем увеличении прокаливаемости заметно снюхается. Резкое падение ударной вязкости наблюдается при П = 6-7 мм, то есть когдж происходит значительное увеличение в структура стали' содержаниям бейнитной составляющей. Если параметр прокаливаемости превышает 1Г = 7 мы, то уровень ударной вязкости при отрицательных температурах становится t

нкне допустимого. Отрицательное влияние на ударную вязкость оказывает повышенное содержание в легирующем комплексе хрома и кремния, хрома и бора. Содержание хрома и-кремния в тзрмоулучяанной стали но должно превышать 0,6% (по каждому из этих элементов). Бор не целесообразно использовать в сочетании с повгаанныии содержаниями хрома и кремния.-Сукмарноо содержание легирующих элементов в стали не должно превышать 2,75$. Ванадий (до 0,06$) и малые присадки бора (до 0,002$) практически не влияют на уровень ударной вязкости стали. Иивютоя ограничения и по минимальной степени легирования.. Из условия <->т> 550 Ша следует» что П» 5,5мм. При этом общий уровень легирования должен быть не ниже 2л.э.=2,2$, Содержание марганца должно быть не'менее 1$. Примерный химический состав стали при минимальной степени легирования (£л.э.= 2,2$) и минимально необходимой прокаливаемости (П = 5,5 мм): 0,20$ С; 1,2$ Мп; 0,35$ Sl 5 0,35$ Cr ; 0,I5$Nl; 0,15$ Си; 0,05$Vi 0,007$ Ti . При минимальном содержании марганца (1,0$) на максимальном пределе должно быть содержание хрома (0,6$).

„ 18 -

Пришркый' ¿¡.'Ж-ЙЙТЙ' с'ос¥аь' &Ш »¡йк£иШЬн&й степени лети-. роъеная ( ^ЛЭ^ Й ШбШяъШ- йфШШёШ&йГ(П • 6,8 ш): 0,-Ш% Су ъМ Ып у 6,4% 51;' 0.45&' Сг? Си;0,02$ И.

При болей еьж'окоы' содержании углерода (0,<й},2Йв> нуйко стекать. содержания' марганца и хрома. При таком химическом составе стали ыож»т быть прачек единый реккм термической обработки: 1 зах.» = 920-940°С;; ^сЯлт.-г 63&=650*<5.- § случсё недостаточной ударной вязкости ста!я$г: повйе'нной прокаяивазмости (П 6,5 мм) температуру отпус;о следует повышать до 660-680°С. Для сталей пониженной прока;,иваемости (П = 5,0*5,5 мм) при 1« недостаточно высокой прочности температуру отпуска целесообразно снижать' до 550-580°С.

2.-1. Особенности сталей типа ЗОГСЛ

Прокаливаемость этих сталей сильно зависит от температуры нагрева под закалку. Увеличение 1зак. от 930 до И00°С приводит к повышения критического диамогра прокаливаемости в воде приторно на 10 мм. Однако при этоы'могет проявляться и заметный пе-

рогрзв стали.

Все эти факторы оказывают влияние и на конечные стр/й^ру и свойства стали после отпуска. Сквозная прокаливаемостЬ дбёбпёчИ-рает получение посменных механических свойств (прочности ^ твердости, ударной вязкости) даже зачастую при заметном пё^ёг^ёвё стали. При I эак.= Ю50-И00°С микроструктура тегяЩЩ/ЩёШЬЯ стали очень однородна и ИНЬёт игольчатый характер.- Й-дройо вЩны бывпие крупПШ зерна перегретого аустенита. В п^дёлах каждого такого Зерна Наблюдается преобладающая одноНайрйвлённая ориента ция игольчатого феррита. Даже высокие температурь отпуска (650-при ввдерике до б часов не обеспечиваю''? рёкрйсталлизаци .'.гсльчатого феррита, что предотвращает процессы коагуляции стру турных состййлжчйх-; Поэтому структура остается однородной и вь

сокодисперсной, что обеспечивает ^¡еркие механические свойства стали. Особенно характерно это для сталей повышенной прокал::в1е-мости. В этом случае t зак. практически не влияет на свойства стали. Оптимальная температура отпуска, обеспечивающая максимум ударной вязкости при достаточной прочности, составляет пои это-/ около. 650°С.

3 сталях пониженной прокализаемостн свойства заметно ниже. Их следует подвергать закалке от 950-т9В0°С :i отпуску при 500--600°С.

Цикролегкрование стали титаном, (при дсстатстго высокой пр^>-каливаемостл) предотвращает опасность перегрева уг'и^яп? зяяч-скмость свойств от Z зак. В этом случае обеспечиваются достаточно высокие и стабильные мгханичееккэ езойзтза. ( ¿т"-? 500 LSIa л KCU> 50 Jl^/ciP') при сбычкых температурах нагрева стали под закалку (900-S30°C).

2.5 Оптимизация реякчоп термической обработки сталей 20ГЗГЛ,- 25ГОИ н 20ГС5ТЛ

Химический состав исследованных сталей и параметр прскалива-емости приведены в таблице.

Марка [ Содержание элементов, мас.$ jil,

20ГМЛ 0,19 1,05 0,40 0Д6 0,20 0,21 0,04 0,012 0,031 0,025 0,026 3,3 25ГШ 0,25 1,23 0,48 0,17 0,10 0,22 0,04 0,015 0,050 0,026 0,029 6,9 ЗОГСЗТЛ 0,29 1,50 0,65 0,14 0,13 0,23 0,04 0,014 0,038 0,032 0,026 <0,4

Исследования зависимости предадагт-?кучести ¿т от режима термообработки iкзгрэса под за-салку t зак. и текпе-ратуры отлусга t ртп.) и-согдерпючяя углерода в стали показало су-

щественные различия между марками сталей.- Области свойств этих сталей в интервале Ь' зак.= 930 + 970°С не перекрываются и увеличение 1 зак. до 970°С приводит к заметному повышению предела "текучести для всех сталей. Повышение Ь'дт:п. приводит к снижению предела текучести. Особенно это резко проявляется на сталях с повышенным содержанием углерода. Влияние режима термообработки и содержания углерода на ударную вязкость стали КС1)-60 показало, чтс для сталей, содержащих 0,2 * 0,2555 С (20ШЕЛ и 25ГШ) при 1зак.= ж 930°С значения ударной вязкости практически совпадают, для стали 30ГСФ1Х они заметно ниже.

Повышение Ь зак. до 970°С выравнивает значения ударной вязкости для всех трех сталей, то есть ударная вязкость оказывается практически независящей от содержания углерода. При 1зак.» 930° с повышением содержания углерода в стали её ударная, вязкость сни кается. С увеличением прокаливаемости целесообразно повышать тем пературу отпуска. При этом при одинаковом уровне ударной вязкост обеспечивается повышение предела текучести на 10-15 Ша.

Еще более значительный выигрыш в свойствах можно обеспечить за счет легирования. Так, при увеличении в стали 20Г5ТЛ содержания марганца до 1,5% и хрома 0,3% её прокалэдаемость увеличивает ся почти в 2 раза. Чтобы избежать в этом случае резкого сниженш ударной вязкости (сохранив её на уровне ~ 50 Дж/см^), необходим: повысить температуру отпуска до 630-650°С. При этом предел текучести может быть повышен до ~ 600 Ша.

Дня стали 30ГС5ТЛ при её составе, обеспечивающем параметр прокаливаемости П в 10-12 им, целесообразно' испольоовать 1 зак.> = 930 4 260°С и 1 отп.= 640 + 670°С, обеспечивая следующий уровень свойств: ¿т •= 630 * 700 1Шл и 11011«) = 45 * 60 Дя/см*".

. Исследование влияния длительности отпуска при 1 отп.^бБЗ0 (от 1,5 до 3 часоа ) показало, что при та::оЛ температуре спзлкг

.достаточен отпуск в течение 1,5 часов и увеличение его длительности не дает положительных результатов. Необходимые структурные изменения в стали при отпуске целесообразно обеспечить повшеки-ем температуры отпуска без увеличения его продолжительности.

3.ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТА РАБОТУ

1. На основе результатов термодинамического анализа проведена оценка влияния марганца и титана на структурообрззорпние в сталях. Рассчитаны и построены изотермические, политехнические и конодные разрезы диаграмм состояния сплавов Ге-С-!!п и Ге-С-Тс, с использованием которых определена растворимость марганца и титана в аустените и феррите при разных температурах, что позволило оптимизировать состав сталей по этим элементам.

2. Сильное и неоднозначное влияние на структуру к свойства сталей оказывает марганец. Его повышенное содержание я стали,пре-вьпавщее растворимость в феррите (0,8$ и более), пцзизает образование ыикрозон нераспавшегося или частично распавшегося-аустенита (размером 3-8 мкм) и приводит к формировании гетерогенноЛ структуры и упрочнений стали (до ~ 470 ¡ГЬ) баз заметного снижения её пластичности и ударной вязкости. Однако при более еысокоу содержании марганца (1,5$ и более) остаточный аустенит может сохраняться в виде оторочек по границам феррктнцдс-.герек к превращаться в мартенсит при отрицательных температурах,-_:ч?о^тризодкт к резкому снижению ударной вязкости сталей.

3. Растворимость титана в аустените зависит-от-темпчглтугк >'■ при 1000°С составляет около О,ОЙ. При Солыгем содержании титан образует карбиды и карбонитриды, располагающиеся обычно по гракк-цам зерен и заметно снижающие ударную вязкость-стали. Оптимальное содержание титана в стали 2СГТ", обеспечивавшее сохранение мелкозернистой, структуры при температурах нагтеза до ¿-00°С, составляет

0,005-0,0$.

4. Анализ влияния -ванадия на структуру и свойства стали показал, что его оптимальное содержание в стали 20ГФЛ составляет 0,06*0,07%. Интенсивность влияния ванадия значительно ниже, чем титана (в 5-6 раз), однако при оптимальных содержаниях этих элементов в сталях 20ГТЛ и 20Г2Л соответственно предел текучести стали 20ГФЛ немного выше (^ на 10 Ша). Объясняется это различие более высокой склонностью ванадийсодержацих сталей к старанию.

5. По измельченности # характеру микрострукуущ, -уррфню о^сд,-нических свойств (особенно да ударной вязкости) нормированная сталь 20ГТЛ с оптимальным содержанием титан? -не уступает -стали 20ГФЛ, а по стабильности свойств даже «ре&ояходи? её. 3 связи с этим, учитывая меньший расход титана, его -м$адгую стоимость .и 'де/-фицитность по сравнению с ванадием, следует т>екомендовать замену стали 20Г5Л сталью 20ГГЛ для литых вагонных деталей, подсРТ>гаемых нормализации. Положительные результаты такой замены -прдтвервдают-ся производственными данными работы Бежицкого сталелитейного завода (БСЗ).

6. Для термоулучшаемых литых деталей целесообразно использовать микролегирующие комплексы, сочетающие ванадий и титан. В этог случае оптимальное содержание ванадия уменьшается почти в 2 раза без снижения прочностных свойств стали. Титан в таких комплексах играет роль элемента, препятствующего перегреву стали, а ванадий обеспечивает заметный эффект дисперсионного карбонитридного упрочнения стали.'

7. По результатам математической обработки экспериментальных данных получены эмпирические модели, адекватно описывающие измене' ние характеристик механических свойств сталей в зависимости от их параметра прокаливаемости, увязанного с химическим составом ста-

.лей. Модели обладают достаточной для выбора химического состава сталей прогнозирующей способностью.

8. На основе математического ;а -.эзврорвдгеитчль--ких данных установлено, что с цъщщецхт :ярокализ.':суос?и с тале Г

.-линейно возрастают их прочностные свойства. Зависимость ударной *

¿.Вязкости сталей от их прокаливаемости имеет экстремальный харак-1Т€Р с максимумом, что позволяет проводить оптимизацию пара^етрэ ззрокаливаености и химического состава сталей по их ударной вяз-,и>сти .при достаточном уровне прочностных свойств. Так, например, .для стали типа 20ГТЛ оптимальное значение параметра прокалкзаа-¡аюсти составляет 5+6 им.

9. Принятые на ВСЗ режимы термической обработки дают хорошие результаты для сталей средней прокяливаекссти. Для сталей глониженной прокаливаемое!« целесообразно повгаать одновременно и -температуру закалки, и температуру отпуска. При использовании

сталей повшеннсЯ прокялкваемости рекомендуется позизать темперз-туру отпуска. Для сталей 20Г0ГЛ (П = 0,5 4- 7,5 мл) и ЗОГСЗТЛ (1Ь = 10 4 12 ги) мозко рекомендовать "I зак. = 930 * 953°С и 1стл.~

= &10 + 660°с.

10. С использованием результатов данной работы на Бежицкем сталелитейном заводе внедргны и внедряются з проиэиодство стали типа 20ГХЛ, 20ГСЕЗ, ЗСГСШЛ.Экономический з£«кт о? внедрения с производство в 1933 г. стали 20ГЛ, дополнительно легированной тр-теион и другими элементами,» составил 571537 рублей.

Основное содержание диссертации отражено я следующих работах:

I. 0 карбиде образов ении з Ре-С-сплазгх, г.сдвг~.1щ>гх до V // Г.И.Спльман, Л.Г.Сержк, И.К.Ц^гьлогскал. -

Брянский технологический глститут. - Бряисг., 1-&Э. - 17 с. ~ Д;п. в Яогг«тя**ог'~.-ла 20.03.63, 5

2. Сильман Г.И., Царьковская Н.И. Влияние гетерогенизации твердых растворов на антифрикционные свойства легированных спла вов // Износ в машинах и методы защиты от него; Тез.докл.Всесою ной науч.-техн.конф. - Брянск, 1985. - С.

3. Особенности микроструктуры стали 20ГЛ // Г.И.Сильман, Н.С.Соколовский, Ф.А.Бекерман, Н.И.Царьковская. Металловедение термическая обработка металлов:, 1986.-HI.-С.27-31.

4. Сильман Г.И., Бекерман fiJL, Царьковская Н.И. Особенное ти структуры и свойств термоулучшенных. .вагонных отливок из ста1 ЗОГСЛ J J Повышение надежности и долговечности материалов и дет: лей машин на основе новых методов термической и химико-термиче! кой обработки: Тез.докл.Всесовз.науч.-техн.аонф. — гг-Хмельницю 1988. - С.68-69.

5. A.c. 1447925 СССР, ШИ4 с 22с 38/50. Стажь/тЛШагвяа Г.И.Сильман, Ф.А.Бекерман, Ы.С.Михайлов; А.М.Сухов, Х.НЛ1ейдак; Л.Н.Косарев, Ф.С.Раковский, С.И.Попов, А.в.Бекерыан, Н.И.Царьк екая - Опубл. 30,12.1988. Бол. » 48 . .