автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние атомного строения легирующих компонентов на превращения аустенита и разработка режимов термической обработки стали Х12М

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ КОМИТЕТ РФ ПО ВЫСШЕМУ ОБРАЗОВАНИЮ

МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ "СТАНКИН"

на правах рукописи

ЗИМИН Алексей Владимирович

ВЛИЯНИЕ АТОМНОГО СТРОЕНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ

КОМПОНЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА И РАЗРАБОТКА РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ Х12М.

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая

обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

МОСКВА 1998

Работа выполнена на кафедре "Металловедение и термическая обработка" Московского государственного технологического университета "СТАНКИН".

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор В.Ф. Моисеев. Научный консультант:

кандидат технических наук, доцент Д. Д. Маматкулов.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук Г.С. Фукс-Рабинович,

кандидат технических наук А.И. Ковалев.

Ведущее предприятие - ВНИИ Инструмента.

Защита состоится "2 5" риргЛЛ 1998 г. в часов, на заседании диссертационного совета К 063.49.02 при Московском государственном техническом университете "МАМИ" в аудитории Б-310 (105839, ГСП, г. Москва, Б.Семеновская, 38).

С диссертацией можно ознакомиться в научно - технической библиотеке университета.

Автореферат разослан " 20" ¡/г/а^иа 1998 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

к.т.н., профессор ЗУев

3

Введение

Получение заготовок и деталей в условиях массового и крупносерийного производства изделий предполагает широкое использование холодной листовой и объемной штамповки. Наиболее важным звеном в этих условиях является изготовление и эксплуатация штампов, особенно тяжелонагруженных деталей штампов - пуансонов и матриц, важнейший показатель которых стойкость (число деталей, полученных в штампе). Поэтому проблема повышения стойкости штампов была и остается актуальной даже в условиях падения производства.

Определение стойкости штампов является трудоемким и дорогим, поэтому работоспособность инструмента часто прогнозируют по свойствам штамповой стали. Инструментальный материал и его термическая обработка в значительной мере определяют стойкость пуансонов и матриц, при условии качественного их изготовления, точной сборки штампа и установки его на прессовом оборудовании.

Основным инструментальным материалом, используемым при листовой и объемной штамповке, является высокохромистая сталь ( наиболее часто XI2М ), обладающая высокой износостойкостью, в 1,5-3 раза превышающей износостойкость; углеродистых и легированных штамповых сталей.

Для инструментальных сталей, содержащих в структуре вторичные и эвтектические карбиды, характерно хрупкое разрушение. Поэтому с ростом твердости (износостойкости) наблюдается снижение прочности (в отличие от конструкционных материалов, для которых с ростом твердости характерно увеличение прочности ), что делает необходимым решение задачи оптимизации свойств в зависимости от условий работы штампа. Для группы штампов устанавливается рабочая твердость, уровень которой определяется допустимой прочностью.

Вместе с тем, в случае одновременного повышения твердости и прочности рабочих деталей штампа достигается увеличение стойкости

инструмента. Уровень комплекса свойств "твердость - прочность" у рабочих деталей штампа в значительной мере определяется режимами термической обработки высокохромистой стали. Из большого числа известных способов повышения стойкости штампов, правильный выбор способа термической обработки является важнейшим, потому что стоимость термической обработки составляет 5%-10% от стоимости изготовления штампа и изменения в термообработке не меняют существенно себестоимости штамповой оснастки, но могут значительно ( на 20%-50% ) повысить стойкость инструмента.

Термическая обработка стали XI2М изменяется ( в зависимости от условий эксплуатации штампа) в широких пределах: температура закалки от 950° до 1150°С, температура отпуска от 150° до 530°С.

Условия охлаждения при закалке могут существенно изменяться, так как высокая устойчивость аустенита позволяет использовать почти все известные способы охлаждения при закалке.

Детали из стали XI2М часто охлаждают в масле и на воздухе, и подвергают ступенчатой закалке.

За последние четверть века были предложены промышленности новые режимы термической обработки штамповых сталей: прерываемая закалка, предварительная термическая обработка, сочетание предварительной термической обработки со ступенчатой закалкой и другие, обеспечивающие более высокий уровень комплекса "твердость -прочность". Однако, получаемый уровень свойств для этих режимов не сравнивался в одинаковых условиях. Какой из новых режимов обеспечивает более высокие свойства по сравнению с непрерывным охлаждением при закалке? .

Для ст&ли Х12М возможна термическая обработка на первичную твердость (закалка + низкий отпуск), когда используется упрочнение только за счет мартенситного превращения и на вторичную твердость.

Сталь XI2М резко изменяет свою прочность в зависимости от карбидной неоднородности (сечения - проката). В исследованиях разных

авторов не указывается карбидная неоднородность, при которой определялась прочность. Поэтому должно быть выполнено сравнительное исследование свойств стали после термической обработки по различным режимам при одинаковой карбидной неоднородности с нагревом и охлаждением на одном оборудовании. Влияние технологии нагрева на свойства закаленной стали также может быть существенным; нагрев в электрической, газовой печах или в соляных ваннах заметно влияет на деформацию изделий.

Для получения высоких свойств сталь Х12М должна иметь структуру мартенсит, избыточные карбиды М7С3, что обеспечивает ей высокую твердость, износостойкость и повышенное количество остаточного аустенита 25%-40%, что позволяет сохранить хороший запас пластичности металлической основы и минимальную деформацию изделия.

Все современные режимы термической обработки стали Х12М построены с учетом получения структуры мартенсит. Поэтому при закалке изменяют только время и температуру выдержки в области устойчивости аустенита; ступенчатая, прерываемая закалка с разной скоростью охлаждения ( масло - воздух). Одновременно можно выполнять предварительную термическую обработку, оказывающую влияние на структуру и свойства после окончательной термообработки.

Несомненно, что изменения температурных, временных условий подготовительного периода при превращениях переохлажденного аустенита, приводит к изменению : последующего превращения в мартенситной области. Это требует систематического анализа превращения аустенита с учетом современных представлений, основанных на знаниях о влиянии на превращения атомного строения вещества.

Кроме того, взгляд на природу мартенситного превращения остается дискуссионным. Если принять точку зрения А.П.Гуляева о том, что причиной мартенситного превращения являются напряжения 3 рода, то

возникает вопрос о том, какова природа этих напряжений ( тепловые или фазовые). Тепловые напряжения должны быть меньше, чем меньше объем, в котором мы их оцениваем. Поэтому напряжения 3 рода, возникающие на малых расстояниях, должны быть меньшими и вряд ли являются причиной мартенситного превращения. Фазовые напряжения появляются в результате фазового перехода и являются следствием мартенситного превращения, а не его причиной., Поэтому необходимо провести исследования, направленные на выяснение природы напряжений, вызывающих мартенситное превращение.

Целью настоящей работы является:

1. Анализ превращений аустенита с учетом влияния атомного строения вещества и развитие физико - химической теории превращения аустенита;

2. Исследование причин появления напряжений разного знака у переходных металлов 4 периода и некоторых сталей и сплавов;

3. Разработка способа термической обработки стали Х12М, обеспечивающего максимальные твердость, прочность и минимальную деформацию при закалке;

4. Рекомендация промышленности рациональных режимов термической обработки стали XI2М для разных групп штампов.

Научная новизна работы заключается в развитии физико-химической теории превращения аустенита и легирования сталей в виде следующих положений.

1 .Температуры полиморфного превращения у сплавов железа, минимальной устойчивости аустенита сталей в перлитной, бейнитной и мартенситной областях увеличиваются с ростом энергии связи между атомами у легирующего компонента.

2.Время превращения в области минимальной устойчивости аустенита увеличивается пропорционально энергии активации процесса

диффузии: легирующего компонента в а-железе при перлитном превращении и углерода в легирующем компоненте при бейнитном превращении.

3. Межатомные взаимодействия вызывают пластическую деформацию, которая стимулирует начало мартенситного превращения.

4. Отрицательная деформация в результате межатомного взаимодействия обусловлена з,р,с1 и ("-сжатием атомов при увеличении числа неспаренных электронов; положительная деформация- в результате отталкивания электронных облаков при сильном сжатии атомов под влиянием ядра.

5.3апас пластичности легированной стали увеличивается с ростом энергии активации процесса диффузии легирующего компонента в а-железе.

б.Сочетание высокой твердости и прочности при изгибе у мартенсита обеспечивается высшей легированностью твердого раствора, достигаемой наибольшей изотермической выдержкой (при ступенчатой закалке) в области максимальной устойчивости аустенита, когда скорости диффузионного и бездиффузионного превращений железа минимальны в связи с изменением механизма у-а перехода.

Практическая ценность работы заключается:

1)в разработке режимов термической обработки штамповой стали Х12М, обеспечивающих улучшение комплекса свойств "твердость-прочность при изгибе";

2) в объяснении и уточнении расчетных формул для теоретического построения диаграммы изотермического превращения аустенита;

3) в улучшении работоспособности штампов холодного деформирования в результате дифференциального и рационального назначения режимов термической обработки в зависимости от условий работы штампа.

в

Постановка и методика исследования.

Карбидная неоднородность определялась (согласно ГОСТ 5952-83) на расстоянии 0,5 радиуса на продольных шлифах (после закалки и высокого отпуска 700°С) при увеличении 100 раз с использованием светового оптического микроскопа МИМ9.

Ренттеноструктурный анализ проводили на дифрактометрах ДРОН-УМ1 и ДРОН-3,0 с использованием характерного РеКа- и СиКа-излучения.

Определяли период кристаллической решетки а и у фаз. Расчет параметра кристаллической решетки а-железа проводился по положению макси мума дифракционных пиков линий (ПО) и (211). Погрешность вычисления периода кристаллической решетки составляла 0,0009нм.

Количество остаточного аустенита рассчитавали по соотношению интегральных интенсивностей (I) рентгеновских дифракционных линий (110)а и (111)у.

Твердость образцов определяли после термической обработки по Роквеллу (Н11С), на приборе 2018ТР по шкале С (ГОСТ 9013-59). Колебания не превышали 0,5-1,0 НЛС.

Прочность при изгибе определяли при 18°-20°С на образцах размером 6x6x60т по схеме сосредоточенного изгиба. Рассеивание результатов не превышало 5%-7%. Образцы с внутренними дефектами, имевшие пониженную прочность в расчет не принимались.

Измерения длины выполнялись на горизонтальном оптиметре ИКГ с точностью 0,001мм на образцах 010мм и длиной 100мм с круглыми шлифованнымйГ Для исследования использовались: металлы 4го периода технической чистоты (Т1,У,Сг,Мп,Ре,Со,№,Си,), сплавы ХН77ТЮ и Н36ХТЮ (химический состав согласно ГОСТ 5632- 72), стали 12Х18Н10Т, Х25Т, (ГОСТ 5632-72), сталь Х12М (ГОСТ 5950-73).

Образцы из стали XI2М нагревали для закалки при 850°С в смеси солей ВаСЬ(70%) + NaCl(30%) с выдержкой 18-20 сек на мм.

Выдержка при окончательном •нагреве при 1030°С и 1080°С составляла 50 -60 сек на мм.

Для охлаждения при закалке применяли: спокойный воздух, масло с температурой 20°-30°С, расплавленные смеси селитр KN03(50%)+NaN03(50%) при 150°-300°С и KNOs добавкой 10% NaOH при температурах 400°-600°С.

Отпуск при 180°С проводился в расплавленной смеси KN03(50%) + NaN03(50%); при 525°С - в соли KNOs с добавкой 10% NaOH.

Влияние легирующих компонентов на перлитное превращение.

Для оценки влияния легирования на температуру (tn) и время (тп) минимальной устойчивости аустенита в перлитной области были рассмотрены диаграммы изотермического превращения аустенита сталей с содержанием углерода 0,5% и легированных одним металлом из 4го периода системы Д.И. Менделеева в количестве 2-2,5%. Было проанализировано влияние каждого легирующего металла на изменение температуры перлитного превращения стали от числа s + d электронов уровня Ферми легирующего компонента.(рис. 1. t„)

С ростом числа s + d электронов у легирующего компонента tn изменяется по сложной зависимости: при увеличении числа s + d электронов от 4 до 5 (титан .-> ванадий ) tn увеличивается от 580°С до 700°С. Дальнейшее увеличение числк s + d электронов от 5 до 7 ( ванадий-» хром марганец ) tn снижается от 700°С у ванадия до 500°С у марганца. С ростом числа s + d электронов от 7 до 9 (марганец железо-» кобальт) tn немного увеличивается от 500°С до 570°С. При 10 s + d электронах (у никеля ) tn ниже, чем при 9 электронах уровня Ферми (у

«с Т1 V Сг Мп Ге Со N1

число з + а электронов

Рис.1. Зависимость температуры полиморфного А3. перлитного ^ бейнитного мартенситного Ми превращения легированной стали и энергии атомизации Н„ от числа э+й электронов легирующего компонента.

кобальта). Таким образом, на этой зависимости наблюдается два максимума, приходящиеся на 5 и 9 э + (1 электронов уровня Ферми, а также минимум при 7 в + й электронах. Установленная зависимость хорошо коррелирует с соответствующей зависимостью энергии связи между атомами у легирующих металлов от числа э + (1 электронов уровня Ферми. На ней также наблюдается два минимума энергии атомизации ( Но ) в районе 5 и 9 э + <1 электронов. Как и при изменении ^ , Но минимальна при 7 б + с! электронах у марганца.

Это сопоставление позволяет принять гипотезу о том, что температура перлитного превращения переохлажденного аустенита определяется энергией связи между атомами. Чем выше энергия связи между атомами у легирующего компонента, тем значительнее повышается температура перлитного превращения под его влиянием.

Другой параметр перлитного превращения - время минимальной устойчивости аустенита (тп )- в отличие от Ь изменяется по зависимости с максимумом при 6 и 10 э + с! электронах и минимумом при 9 в + <1 электронах (рис.2).

Для установления причины наблюдаемого изменения тп от числа б + с! электронов легирующего компонента были исследованы зависимости параметров взаимной диффузии (, (^-энергия активации процесса диффузии; До - предэкспоненциальный множитель) легирующих компонентов а - железе (рис.2.).

Приведенные данные показывают, что параметры диффузии легирующих компонентов в а- железе изменяются аналогично (тп). Это позволяет принять гипотезу о том, что время минимальной устойчивости аустенита в перлитной области определяется энергией активации диффузии легирующих элементов в а- железе.

число а+а электронов

Рис.2. Зависимость времени перлитного превращения тп легированной стали и энергии активации диффузии легирующего металла в а-келезе й от числа б+сЗ электронов уровня Ферми легирующего металла.

число з + (3 электронов

Рис.3. Зависимость времени бейнитного превращения т6 легированной стали и энергия активации диффузии углерода в легирующий металл от числа э+с! электронов уровня Ферми легирующего компонента.

Влияние легирующих компонентов на бейнитное превращение.

Бейнитное превращение, также как и перлитное, можно характеризовать температурой и времейем те минимальной устойчивости аустенита в бейнитной области. На кривой изменения температуры бейнитного превра щения стали с 0,5 % С в зависимости от числа б+й электронов у легирующего компонента имеются два максимума в районе 6 (при 480°С) и 9 (при 500°С), электронов уровня Ферми (рис.1. 1б). При содержании углерода около 1% максимум температуры приходится на 5 и 9 (ванадий-500°С и кобальт-490°С) электронов уровня Ферми (пунктирная линия на рис.1Лб).

Минимум, как в первом, так и во втором случае, приходятся на 7 э+б электронов (у марганца при 400°С). Изменение температуры бейнитного превращения осуществляется по одинаковой зависимости с изменением энергии связи между атомами у легирующего компонента (рис.1.Но). Это подтверждает единую природу влияния легирующих компонентов на температуру перлитного и бейнитного превращений-изменение энергии связи между атомами.

На кривой изменения времени минимальной устойчивости аустенита при бейнитном превращении (те), в зависимости от числа электронов уровня Ферми у легирующего компонента, имеется два максимума при 6 и 10 Б+ё электронах (хром и никель) и минимум у марганца (7) и кобальта (9). Известно, что бейнитное превращение контролируется диффузией углерода, поэтому целесообразно связать те с параметрами диффузии углерода в металлах, которыми легирована сталь.

Параметр диффузии ((2) и ¡время бейнитного превращения изменяются по одинаковой зависимости с ростом числа б+с! электронов у легирующего компонента (рис.3.). Эти данные показывают, что время бейнитного превращения (те) изменяется пропорционально энергии

активации <2 диффузии углерода в легирующий компонент (также как и предэкспоненциальный множитель До).

Влияние легирующих компонентов на мартенситное превращение.

Для установления природы влияния легирующих компонентов на мартенситное превращение по аналогии с перлитным и бейнитным превращением была построена зависимость температуры начала мартенситного превращения (Мн) для сталей с содержанием углерода 0,5% и 1% от числа Б+ё электронов у легирующего компонента (рис.1). Зависимость Мн от числа электронов уровня Ферми имеет также два максимума при 5 (360°С) и 9 (400°С) электронах ванадия и кобальта и минимум, приходящийся на марганец при 7 (310°С) б+с! электронах, как это наблюдалось для температуры перлитного и бейнитного превращений.

Это позволяет утверждать, что природа влияния легирующих компонентов на положение точки Мн едина с природой влияния легирующих компонентов на температуру перлитного и бейнитного превращений и обусловлена изменением энергии связи между атомами ( энергии атомизации).

О природе деформаций, стимулирующих мартенситное превращение.

Причиной возникновения напряжений, стимулирующих мартенситное превращение, А.П.Гуляев считает искажения кристаллической решетки из-за различия в размерах атомов растворителя и растворенного компонента. Чисто геометрический подход к пониманию природы мартенситного превращения не является достаточным. Наряду с механической предлагается гипотеза о физико-химической природе мартенситного превращения и влияния на него легирующих компонентов. Согласно развиваемым представлениям начало

мартенситного превращения, вызывается пластической деформацией от межатомного взаимодействия.

Для подтверждения этой гипотезы было изучено изменение размеров образцов из переходных металлов 4™ периода при закалке, в условиях отсутствия искажений кристаллической решетки от легирующих компонентов. Закалка с нагревом в интервале температур 400°С-1200°С образцов из титана, ванадия, хрома, марганца и железа приводила к уменьшению длины образцов в пределах от 0,0011% до 0,121%; закалка образцов из кобальта, никеля и меди, наоборот вызывала увеличение длины образцов в пределах от 0,004% до 0,128%.

Установленный экспериментальный результат указывает на связь деформации образцов при термической обработке с атомным строением вещества. Поэтому была построена зависимость деформации от числа э+(1 электронов на уровне Ферми у металлов и дополнена данными о деформации ряда сталей и сплавов в связи с их з+с1 электронной концентрацией (рис.4.).

Данные использованные для построения зависимости, принимались после закалки от температуры вблизи фазовых превращений 1 и 2 рода, а для металлов и сплавов не имеющих полиморфных и магнитных превращений - от температуры, принятой в промышленности для получения оптимальных эксплутационных свойств.

Полученная зависимость показывает, что с ростом числа б+с! электронов на уровне Ферми у металлов 4го периода (и сплавов с соответствующей концентрацией электронов) усиливается сжатие (до марганца- 7 в+ё электронов). Дальнейшее увеличение числа б+с! электронов, приводящие к их спариванию, вызывает, сначала уменьшение сжатия, а затем и растяжение при электронной концентрации свыше 8,3. Максимальное растяжение достигается при электронной концентрации около 9.

Ход кривой аналогичен изменению энергии атомизации металлов в зависимости от числа э+с! электронов на уровне Ферми.

концентрация внешних электронов

Рис.4.Зависимость изменения размеров образцов после закалки от температур_ выше точки Кюри (1), полиморфного превращения (2) и ниже фазовых превращений (3) от числа э+с! электронов на уровне Ферми.

И ;

Несомненно, что деформации отрицательные и положительные определяются энергией связи между атомами. Соответственно, природа сжимающих и растягивающих напряжений, вызывающих деформацию,-межатомные взаимодействия. Этот неизвестный ранее вид напряжений имеет место в металлах и сплавах, наряду с фазовыми и тепловыми. Когда суммарные напряжения достигают критической величины происходит пластическая деформация, вызывающая мартенситное превращение.

Предположительно, отрицательная деформация вызывается з,р,(1 и £-сжатием атомов при увеличении числа неспаренных электронов. Растяжение обусловлено отталкиванием электронных облаков при сильном сближении атомов под влиянием ядра.

Влияние легирования на полиморфное превращение в сплавах железо-легирующий компонент.

Влияние легирующих компонентов на температуру полиморфного у-а превращения двойных сплавов железа изучалось с использованием данных из работы М.Хансена и К.Андерко. Была проанализирована зависимость температуры у-а превращения от числа б+с! электронов уровня Ферми легирующего компонента 4го , 5го и 6го периода при его содержании в сплаве около 1%. С ростом числа э+сЗ электронов у легирующего компонента от 4 (у титана) до 7 (у марганца), температура Аз монотонно уменьшается от 1000°С до 860°С. Дальнейшее увеличение числа электронов от 7 (у марганца) до 9 (у кобальта) Аз увеличивается от 860°С до 915°С. При 10 э+с! электронах у никеля Аз снова снижается до 850°С. Полученная зависимость была сопоставлена с аналогичной зависимостью для энергии связи между атомами (энергией атомизации) легирующего компонента от числа электронов уровня Ферми.

Обе зависимости изменяются одинаковым образом. Это позволило выдвинуть гипотезу о том, что изменение температуры полиморфного у-

а превращения (точка Аз) безуглеродистых двойных сплавов на основе железа определяется энергией связи между атомами у легирующего компонента. Подтверждением этого вывода являются результаты сопоставления между собой изменения температур полиморфного, перлитного, бейнитного и мартенситного превращения под влиянием легирующих компонентов (рис. 1.). ;

Влияние легирующих компонентов из 5го и 6го периодов, на температуру полиморфного у-а превращения двойных сплавов железо-легирующий компонент отличается от влияния элементов 4го периода. Максимальная температура превращения достигается при легировании железа переходными металлами, у которых на уровне Ферми имеются только неспаренные электроны: титаном из металлов 4го периода, ниобием и вольфрамом соответственно из металлов 5 и 6 периодов. Минимальная температура полиморфного превращения достигается при легировании железа переходными металлами, у которых на уровне Ферми появляются спаренные электроны. Среди металлов 4го периода - при легированнии марганцем, среди металлов 5 и 6 периодов - рутением и иридием соответственно.

О связи пластичности материала с атомным строением легирующих

компонентов.

Известные данные по пластичности: металлов, двойных сплавов и легированных сталей были проанализированы в связи с их атомным строением.

Запас пластичности (5 и \|/) металлов уменьшается с ростом предела прочности (ств); изменение свойств достигалось увеличением температуры испытания, когда увеличивается диффузионная подвижность атомов.

Зависимость пластичности у металлов (при одинаковой прочности) от числа б+с! электронов уровня Ферми аналогична зависимости энергии

активации процесса диффузии этих металлов в а - железе. Аналогично металлам изменяются показатели пластичности (5 и у) у легированных сталей с содержанием углерода 0,4%-0,45% (45, 40Г, 40Х, 50ХФА, 40ХН) в зависимости от прочности, изменение которой также достигалось увеличением температуры испытания. При одинаковом уровне прочности легирующие компоненты влияют различным образом на пластичность стали: марганец пластичность снижает, а хром, никель и ванадий её повышают. С изменением электронного строения легирующего компонента пластичность стали изменяется по зависимости аналогичной изменению энергии активации процесса диффузии легирующего компонента в a-Fe.

Следует отметить одну Важную особенность изменения пластичности для легированных сталей при температуре испытания 20°С. С ростом уровня легирования до 1%-2% пластичность уменьшается, а затем резко возрастает, достигая максимального значения при содержании легирующих компонентов 2,5%-2,75%; при дальнейшем увеличении легирования показатель пластичности монотонно снижается. Зависимость приведена для сталей с различным содержанием углерода, хрома, никеля, марганца, молибдена, титана, кремния и бора.

Увеличение показателей пластичности до определенного уровня легирования наблюдается не только у сталей, но и у сплавов на основе других металлов (титана, магния, меди). Повышение характеристик пластичности твердого раствора при легировании вторым компонентом, ослабляется с ростом у него числа неспаренных электронов и заряда ядра.

Снижение пластичности при легировании твердого раствора обусловлено усилением полярной связи. Рост пластичности при легировании твердого раствора можно объяснить повышением диффузионной активности легирующего элемента.

йо

Запас пластичности легированной стали увеличивается пропорционально энергии активации процесса диффузии легирующего компонента в ос-железе.

Исследование свойств стали Х12М после термической обработки.

Изучали влияние предварительной обработки (п.т.о.) на твердость, прочность при изгибе и изменение размеров при закалке у стали XI2М после: окончательной закалки с непрерывным охлаждением, ступенчатой и прерываемой закалки. Образцы из стали Х12М имели карбидную неоднородность 5-6 балла, наиболее часто наблюдаемую при использовании инструментов из высокохромистой стали.

Предварительная термическая обработка готовых образцов включала: закалку 850°С с охлаждением в масле или на воздухе и последующий высокий отпуск 600°С или 750°С. Режимы окончательной термической обработки, принятые для исследования, приведены в таблице 1.

Закалка с непрерывным охлаждением.

Закалка с непрерывным охлаждением выполнялась с нагревом до 1030°С при охлаждении на воздухе и в масле с последующим низким отпуском 180°С (режим 1-3).

Увеличение скорости охлаждения при закалке повышает твердость на 2 единицы НЯС и незначительно - прочность (с 2000 МПа до 2200 МПа после низкого отпуска). Это объясняется частичным выделением карбидов из переохлажденного аустенита при охлаждении на воздухе; в результате уменьшается твердость мартенсита, обедненного углеродом и легирующими компонентами. ;

Таблица. 1.

Режимы термической обработки стали Х12М, принятые для исследования.

р Предварительная Окончательная

е обрарботка обработка

ж и Закалка Отпуск Температура Режим охлаждения Отпуск

' м t°C среда 1ч°С закалки °С t 0 ".время мин, среда t° С, время

Закалке i с непрерыв! шм охлаждением.

1 1030 воздух 180 - 14

2 1030 масло 180 - 14

3 1075 масло 525,Зр-1Ч

4 850 масло 600 1030 масло 180 - 14

5 850 воздух 750 1030 масло 180 - 14

6 850 воздух 750 1075 масло 525, Зр-1Ч

Закалка ст. дтенчатая

7 1030 250 - 20 мин. воздух 180 - 1ч

8 1030 400 - 20 мин. воздух 180 - 1ч

9 1030 450 - 20 мин. воздух 180 - 14

10 1030 500 - 20 мин. воздух 180 - 14

11 1030 550 - 20 мин. воздух 180 - 14

12 850 масло 600 1030 250 - 20 мин. воздух 180 - 14

13 850 масло 600 1030 400 - 20 мин. воздух 180 - 14

14 850 масло 600 1030 450 - 20 мин. воздух 180 - 1ч

15 850 масло 600 1030 500 - 20 мин. воздух 180 - 14

16 850 масло 600 1030 520 - 20 мин. воздух 180 - 14

17 850 масло 600 1030 550 - 20 мин. воздух 180 - 14

18 850 воздух 750 1075 300 - 3 мин. воздух 525, Зр-1ч

19 850 воздух 750 1075 450 - 3 мин. воздух 525.Зр-14

20 850 воздух 750 1075 600 - 3 мин. воздух 525,Зр-14

21 850 воздух 750 1075 750 - 3 мин. воздух 525,Зр-14

Закалка прерываемая.

22 1030 150-Змин+525-5мин,ВЗДХ 180 - 1ч

23 1030 250-Змин+560-5мин, вздх 180 - 14

24 850 масло 600 1030 150-ЗМИН+525-5МИН,ВЗДХ 180 - 1ч

25 850 масло 600 1030 250-Змин+560-5мин, ВЗДХ 180 - 14

26 850 масло 600 1030 360- -20МИН+520- 5мин,взх 180 - 1ч

27 850 воздух 750 1075 150-Змин+525-5мин,ВЗДХ 525,Зр-14

28 850 воздух 750 1075 250-ЗМИН+525-5МИН,ВЗДХ 525,Зр-14

Выполнение п.т.о. приводит к повышению твердости и прочности после окончательной термической обработки: закалка 1030°С и отпуск 180°С (обработки на первичную твердость) или закалка 1075°С и отпуск 525°С 3 раза по часу (вторичная твердость); режимы 4-6.

Улучшение механических свойств при п.т.о. достигается в результате: снижения закалочных напряжений, повышения плотности стали закрытием дефектов при пластической деформации от межатомного взаимодействия.

П.т.о. почти в 3 раза уменьшает изменение размеров после окончательной закалки.

При выполнении закалки на вторичную твердость с непрерывным охлаждением без п.т.о. достигается высокий предел прочности (сШг=3000 МПа) при низкой твердости 58 НЛО. Это вызвано тем, что мартенсит высокоотпущенной стали содержит меньше углерода и обладает более высоким запасом пластичности. Выделившиеся при отпуске карбиды типа М?Сз не вызывают существенного эффекта дисперсионного твердения, снижающего запас пластичности стали. П.т.о. выполненная перед закалкой на вторичную твердость существенно повышает твердость (до 61 НЯС) и позволяет максимально увеличить уровень прочности до Стщг =3300 МПа (режимы 3 и 6).

Ступенчатая закалка.

Ступенчатая закалка выполнялась на первичную и вторичную твердость с п.т.о. и без неё. Температура изотермической выдержки изменялась от 250° до 750° - 20 минут при закалке на первичную твердость и 3 минуты - для вторичной твердости.

Наиболее высокий уровень свойств обеспечивается при изотермической выдержке в районе высокой устойчивости аустенита (400°-500°С), режимы 8 и 15, а также в районе нижнего бейнита (250°С), режим 12. Максимальная прочность (аЮг=3050 МПа) достигается изотермической

выдержкой в интервале бейнитного превращения при ступенчатой закалке без п.т.о. (режим 7). При увеличении температуры выдержки от 250°С до 550°С твердость мало изменяется (61-62 НЯС),прочность уменьшается от 3050 до 2000 МПа. П.т.о. повышает прочность и твердость закаленной стали; наиболее эффективно - для ступенчатой закалки в области высокой устойчивости переохлажденного аустенита (500°С), режим 15. При такой обработке достигаются максимальные твердость (НЯС 63) и прочность (стюг =3100 МПа).

В соответствии с теоретическими исследованиями, высокий уровень твердости был получен после закалки с выдержкой в области превращения, которая определяется энергией активации процесса диффузии углерода в железе и легирующем компоненте.

Сочетание высоких твердости и прочности при ступенчатой закалке стали XI2М, обусловлено высшей легированностью твердого раствора, достигаемой изотермической выдержкой в области максимальной устойчивости аустенита, когда скорости диффузионного и бездиффузионного превращения железа минимальные в связи с изменением механизма у-а превращения; при условии, что количество остаточного аустенита не превышает пределов (~ 40%), вызывающих потерю мартенситного каркаса (рис.5).

Это обеспечивается предварительной термической обработкой, перед ступенчатой закалкой, когда происходит наклеп аустенита и связанное с этим снижение количества остаточного аустенита.

При ступенчатой закалке на вторичную твердость высокие свойства (62 НЕС при о-изг =2450-2500 МПа) также достигались при изотермической выдержке в области высокой устойчивости аустенита (450°С-500°С); режимы 19-20. Увеличение температуры изотермической выдержки (свыше 600°С, режим 21) вызывало снижение прочности до 2100 МПа и твердости до 61 НИС, из-за самодиффузии железа, диффузии легирующих компонентов и перераспределения углерода в аустените.

температура изотермической выдержки

Рис.5. Зависимость структурных параметров, свойств стали Х12М от температуры изотермической выдержки при ступенчатой закалке. N - номер

режима термической обработки в таблице 1.(---)- без предварительной

обработки; (-)- с предварительной обработкой.

Прерываемая закалка.

Прерываемая закалка (режимы 22-25) менее эффективна, чем ступенчатая закалка (8 и 15). При этом существенное влияние на свойства оказывает температура, при которой прерывается охлаждение (рис.6).

Если прерывать охлаждение ниже точки Мн(150°С), то происходит частичный отпуск образовавшегося мартенсита при последующем нагреве, что заметно понижает твердость ( до РШС 60 ) при увеличении прочности (аИзг=2400МПа), режим 22.

В случае прерывания охлаждения выше точки Мн (в области нижнего бейнита 250°С ) достигается максимальная твердость (НЯС 64) при меньшей прочности (аШг =1900МПа), режим 23.

Выполнение П.Т.О. перед прерываемой закалкой повышает твердость и прочность, как при прерывании охлаждения ниже Мн (режим 24), так и выше Мн (режим 25). Однако, эффективность улучшения свойств не очень значительна.

Обработка на вторичную твсрдрсть в сочетании с прерываемой закалкой (режим 27 и 28) значительно уступает по уровню свойств закалке с непрерывным охлаждением режим 6.

Выбор режима термической обработки стали Х12М.

Х12М относится к сталям, разрушение которых при растяжении и изгибе происходит хрупко из-за повышенного содержания карбидов в структуре закаленной и отпущенной стали. Поэтому при всех режимах упрочняющей термической обработки с ростом твердости происходит снижение прочности (рис.6.). Однако, при одинаковом уровне твердости, прочность при изгибе изменяется в широких пределах с изменением режимов термической обработки. ' Это обстоятельство позволяет

МПа 3400

3200

0 3000

с т

ь 2800

Р 2600 и

2400

2200

2000

1800

56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66

Твердость, НЕС.

Рис.6. Зависимость прочности при изгибе от твёрдости стали Х12М после различных режимов термической обработки. Цифры - номера режимов в таблице 1. -

дифференцированно назначать режимы термической обработки для штампов различных групп, в соответствии с важнейшим свойством, определяющим высокую стойкость инструмента.

Для штампов вытяжных, гибочных, форм прессования порошков и некоторых накатных инструментов простой конфигурации, основным свойством которых является износостойкость, термическая обработка должна обеспечивать максимальную твердость. Это требование удовлетворяется при выполнении прерываемой закалки. Наибольшая твердость (НЯС 65) достигается при сочетании предварительной термической обработки с прерываемой закалкой. Выполнение п.т.о. позволяет уменьшить деформацию штампов после окончательной термической обработки.

Для большинства штампов средней и высокой сложности (вырубные, высадочные, ножи для резки) целесообразно использовать термическую обработку, включающую: п.т.о. с последующей ступенчатой закалкой. Это позволяет обеспечить удовлетворительное сочетание твердости и прочности с малой деформацией при закалке.

Для штампов холодного выдавливания, работающих при нагреве до 300°С, ножей рубки, резьбонакатного инструмента, при работе которых возникает смятие и выкрашивание, рекомендуется закалка на вторичную твердость в сочетании с предварительной термической обработкой, обеспечивающая высшую прочность и теплостойкость.

Выводы.

1 .Выполненные теоретические и, экспериментальные исследования показали, что для более надежного прогнозирования превращений при термической обработке и свойств закаленной стали теория легирования должна быть дополнена знаниями о влиянии атомного строения вещества и энергии связи между атомами на процессы превращений аустенита и свойства упрочненной стали.

2.Температуры: полиморфного превращения у сплавов железа, минимальной устойчивости аустенита у сталей в перлитной, бейнитной и мартенситной областях увеличиваются с ростом энергии связи между атомами (энергии атомизации) у легирующего компонента.

3.Время превращения в области минимальной устойчивости аустенита увеличивается пропорционально энергии активации процесса диффузии: легирующего компонента в а-железе при перлитном превращении и углерода в легирующем компоненте при бейнитном превращении.

4. Межатомные взаимодействия вызывают пластическую деформацию, которая стимулирует начало маргенситного превращения.

5.0трицательная деформация в результате межатомного взаимодействия обусловлена з,р,с! и Г-сжатием атомов при увеличении числа неспаренных электронов; положительная деформация - результат отталкивания электронных облаков при сильном сжатии атомов под влиянием ядра.

б.Запас пластичности легированной стали увеличивается с ростом энергии активации процесса диффузии легирующего компонента в а-железе.

7.Сочетание высокой твердости и прочности при изгибе у мартенсита обеспечивается высшей легированностыр твердого раствора, достигаемой наибольшей изотермической выдержкой при ступенчатой закалке, в области максимальной устойчивости аустенита.

8.Наиболее высокий уровень легирования твердого раствора (максимальный параметр решетки а-фазы) при ступенчатой закалке обеспечивается в результате достижения низких скоростей диффузионного и бездиффузионного превращений железа в момент изменения механизма у-а перехода.

9.В эмпирической формуле для расчета диаграммы изотермического превращения аустенита: коэффициент перед

концентрацией легирующего компонейта в первой степени изменяется аналогично энергии атомизации; коэффициент перед концентрацией легирующего компонента во второй степени указывает на величину поляризации атомов.

Ю.Предварительная термическая обработка улучшает свойства закаленной стали при использовании любого способа окончательной закалки. Эффективность ее наименьшая при прерываемой закалке; значительнее при непрерывной закалке и ступенчатой; наиболее высокая при закалке на вторичную твердость.

11.Для получения высокой износостойкости вытяжных, гибочных штампов, форм прессования порошков и накатных инструментов простой формы целесообразно выполнять . предварительную термическую обработку с последующей прерываемой закаткой.

12.Для получения высокой прочности в сочетании с высокой теплостойкостью и сопротивлением пластической деформации для вырубных штампов сложной формы, резьбонакатных инструментов, холодновысадочных штампов, и штампов холодного выдавливания, ножей для рубки целесообразно выполнять предварительную термическую обработку с последующей закалкой на вторичную твердость.

13.Для вырубных штампов, накатных инструментов, ножей для резки, которым необходимо сочетание износостойкости с высокой прочностью и минимальной деформацией при термической обработке целесообразно выполнять предварительную термическую обработку с окончательной закалкой при непрерывном охлаждении или при ступенчатой закалке.

Апробация работы.

Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались:

1) на Всероссийской молодежной научной конференции "XXIII Гагаринские чтения" в г. Москве. МАТИ. 8-12 апреля 1997 г.

2) на Российской научно - технической конференции "Новые материалы и технологии" в г. Москве. МАТИ. 4-5 февраля 1997 г.

3) на заседании кафедры "Материаловедение и термическая обработка" в МГТУ "МАМИ". 20 февраля 1998 г.

Публикации.

1. Моисеев В.Ф., Зимин A.B., Урова B.JL, Разин К.Н. Разработка атомно-энергетической концепции создания конструкционных материалов. Сборник "Новые материалы и технологии". Тезисы докладов Российской научно-технической конференции. Направление: "Промышленная экология и безопасность в современных технологических процессах". МАТИ-РГТУ, М., 1997 г., 67с.

2. Зимин A.B. "Влияние легирования на превращения аустенита". Сборник тезисов докладов научной конференции "XXXIII Гагаринские чтения". 41. МАТИ-РГТУ, Москва, 1997г., 166с.

3. Моисеев В.Ф., Маматкулов Д.Д., Зимин A.B., Разин К.Н., Усова B.JI. "О влиянии атомной массы на функциональные и технологические свойства вещества". Журнал "Материаловедение", 1998 г., № 3. (в печати)

4. Моисеев В.Ф., Зимин A.B. "Влияние легирующих компонентов на превращение аустенита". Труды Рубцовского индустриального института. В.5 Технические науки. РИИ, Рубцовск, 1997г., 52-58с. (в печати)

Структура и объем диссертации.

Диссертационная работа состоит из введения, 7 глав, выводов, списка литературы.

Работа изложена на 159 страницах, содержит 15 таблиц и 65 рисунков. Список литературы вклю чает-^наименований.

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата тех-ических наук

Зимин A.B.

Влияние атомного строения легирующих компонентов на превращения устенита и разработка режимов термической обработки стали Х12М

Сдано в набор

Формат 60x90/16 Объем 1.8 уч. - изд. л.

Подписано в печать Бумага 80 гр/м2 Тираж 75 экз. Заказ №602

Издательство "Станкин" 101472, Москва, Вадковкий пер.,

ПЛД № 53-227 от 09.02.96г.