Исследование процессов структурообразования в МСС Н8К15М15ТСБ

На примере рассмотрения двух режимов (рис. 1, а;б) обработки мартенситно-стареющей стали Н8К15М15ТСБ представлены особенности процессов структурообразования (рис. 2…7). В табл.1 представлен химический состав исследуемой стали Н8К15М15ТСБ.

Таблица 1 - Химический состав МСС Н8К15М15ТСБ

Элемент	C	Ni	Co	Mo	Ti	Si	Nb	S	P	Fe
концентрация, % (по массе)	0,03	7-9	14-16	14-16	≤ 1	≤1	≤ 1	0,01	0,01	Остальн.

Отличие в режимах обработки указанной стали заключается в использовании при комбинированном термо-деформационном режиме (рис.1,б) дополнительной холодной деформации после закалки. Нагрев под закалку (аустенитизация) для этой стали осуществляли до температуры 1200⁰С ±10⁰С

Режимы обработки исследуемой стали Н8К15М15ТСБ

t, °C  

1200±10

масло

0,5

400…700

повітря

А₃

А₁

τ, год.

а)

t, °C  

1200±10

масло

0,5

400…700

повітря

А₃

А₁

τ, год.

б)

Рисунок 1 − Режимы термической (а) и комбинированной (б) обработок мартенситно-стареющей стали Н8К15М15ТСБ: [Т.А. Зайцева -каф. ТОМ НМетАУ]

Режим 1, а –закалка (1200°С, масло)+старение (400...700°С, видержка 2 часа);

Режим 1, б –закалка (1200°С, масло) + холодная деформация (є = 50 %) +старение (400...700°С, видержка 2 часа)

Методом рентгеноструктурного анализа изучали изменения тонкой структуры (субструктуры) стали Н8К15М15ТСБ: размер блоков - D, микродеформаций (напряжений) - e, плотности дефектов кристаллической решетки (дислокаций) - ρ, а также параметры кристаллической решетки мартенсита (а) после различных обработок. Исследовали также твердость (HRC) стали методом Роквелла (загрузка 150 кгс, с предварительным нагружением 10 кгс). Результаты исследований представлены на рис.2…7.

□――□ для режима 1,а; ■――■ для режима 1,б;

Рисунок 2 – Изменение среднего размера блоков (D) при старении стали Н8К15М15ТСБ после различных обработок

Таблица 2 – изменение размеров блоков (D), плотности дислокаций (ρ), периода кристаллической решетки (а) и твердости (HRC) МСС Н8К15М15ТСБ в процесе старения

Температура, ^оС	D, × 10^–5 см	ρ, × 10^11 см^–2	е, × 10^–3	а, × 10^–10 м	HRC
Режим 1,а (1200 ^оС, масло + старение, 2 ч)
(после закалки)	3,52	2,02	1,08	2,8979
	1,22	2,09	1,14	2,8961
	1,15	3,56	1,28	2,8956
	1,18	3,35	1,19	2,8940
	0,52	5,71	1,52	2,8750
	1,25	4,00	1,29	2,8694
	2,13	1,99	0,98	2,8671
	―	0,85	0,81	2,8675
Режим 1,б (1200 ^оС, масло + холодная деформация (є = 50 %) + старение, 2 ч)
(загртований зразок)	0,353	2,22	1,31	2,8965
	0,360	2,23	1,28	2,8995
	0,501	2,25	1,81	2,8994
	0,110	6,36	2,07	2,8984
	0,042	9,55	2,66	2,8970
	0,051	7,39	2,34	2,8655
	0,086	1,70	1,12	2,8656
	0,154	0,41	0,88	2,8667

Сравнительный анализ изменений тонкой структуры исследуемой стали Н8К15М15ТСБ после двух режимов обработки: «закалка+старение» и «закалка+холодная деформация+старение» показал, что холодная деформация закаленной стали существенно изменяет (рис.2) размер блоков (D) – для металла после деформации (режим 1,б) этот параметр субструктуры на порядок меньше (3,53•10^{-6 см) по сравнению с закаленным металлом (режим 1,а - 3,52•10-5} см табл..2).

Аналогичным образом изменяется на рентгенограммах и физическое уширение линии (110) (рис.3, табл.3).

Рис. 3- Зависимость физического уширения линий (220) и (110) от температуры старения стали Н8К15М15ТСБ ○――○ режим 1,а; ●――● режим 1,б

Таблица 3 – Изменение физического уширения рентгеновских линий (β)

(110) и (220) МСС Н8К15М15ТСБ при старении

Температура, ^оС	β110, × 10^–3 рад	β220, × 10^–3 рад
режим 1,а	Режим 1,б	режим 1,а	режим 1,б
(после закалки)	2,88	5,88	15,98	16,64
	3,14	5,81	16,20	18,04
	4,13	4,14	20,46	16,8
	4,25	5,01	21,09	28,20
	6,15	4,99	26,71	34,55
	4,49	4,03	22,37	30,40
	3,05	2,40	15,78	14,57
	1,23	1,34	10,30	7,15

Сталь Н8К15М15ТСБ, обработанная по режиму 1,б, характеризуется более высокой плотностью дефектов кристаллической решетки (дислокаций) с максимумом после старения 500-650⁰С (табл.2, рис.).

В исходном состоянии и после старения в интервалах температур 400-450 ^оС, а также после более високих температур старения (650-700^оС) плотность дефектов решетки металла деформированных и недеформированных образцов практически одинакова (табл.2, рис.5). Значения уровня микродеформаций (напряжений) в полной мере коррелируют с кривыми изменения плотности дефектов в стали Н8К15М15ТСБ после разных обработок (сравнить рис.4 и 5), при этом уровень микродеформаций для деформированного метала (режим 1,б) существенно превышает (в 1,1-1,74 раза) аналогичные значения для метала, обработанного по режиму 1,а (без деформации после закалки).

Рис.4 –Зависимость величины микродеформаций (напряжений) от температуры старения стали Н8К15М15ТСБ: ○――○ режим1,а; ●――● режим 1,б.

Рис. 5– Изменение плотности дислокаций стали Н8К15М15ТСБ, обработанной по режимам 1,а (○――○) и 1,б (●――●) после старения

Кривые изменения твердости металла, обработанного по разным режимам (рис. 1,а,б), после финишной операции старения приведены на рис.6.

Характерным для стали Н8К15М15ТСБ, обработанной по режимам 1,а,б является существенное повышение твердости (дисперсионое твердение) от ~45HRC до ~65-69HRC после старения в интервале температур 500…600^оС. Дальнейшее повышение температуры старения приводит к разупрочнению метала, что сопровождается снижением твердости до 53 единиц HRC при температуре 650^оС и 57 HRC при 700^оС. Увеличение твердости стали Н8К15М15ТСБ после исследуемых режимов обработки обусловлено выделением из твердого раствора частиц интерметаллидов (см.табл.4), увеличением плотности дефектов и возникновением микродеформаций (напряжений) в кристаллической решетке.

Рис.6 –Кривые изменения твердости (HRC) стали Н8К15М15ТСБ, обработанной по режимам 1,а и 1,б, после старения.

Снижение твердости после старения при температурах выше 550-600⁰С объясняется ростом частиц до критического размера (при котором они уже не являються эффективными стопорами для дислокаций), потере когерентности решетом частиц и матрицы и снижением уровня миродеформаций (напряжений) – сравнить рис.6,5 и 4. Увеличение плотности дислокаций в деформированной стали Н8К15М15ТСБ (режим 1,б) приводит также и к смещению максимума твердости (дисперсионного твердения) при старении почти на ~50⁰С (при 550⁰С для режима 1,б и при 500⁰С для режима 1,а). При этом видно (рис.4,5), что холодная пластическая деформация стали Н8К15М15ТСБ приводит к существенному повышению плотности дефектов и уровню микродеформаций кристаллической решетки, а также, вероятно, и к увеличению количества мест, в которых при старении в интервале температур свыше 450⁰С образуются частицы упрочняющей фазы (интерметаллиды) и дислокационные построения в виде ячеистой субструктуры. Повышенная плотность дефектов кристаллической решетки в стали Н8К15М15ТСБ после обработки по режиму 1,б приводит к большей устойчивости микро- и тонкой структуры к воздействию температуры. Это проявляется в существенном увеличении твердости при старении выше 500⁰С и в замедлении распада мартенсита (по изменению периода кристаллической решетки (а) мартенсита- рис.7). Исследуемая сталь Н8К15М15ТСБ относится к сложнолегированным сплавам, в которых после закалки от температур, при которых частично или полностью растворяются частицы вторичной фазы и легирующие элементы переводятся в твердый раствор, где они и фиксируются ускоренным охлаждением (закалкой). В сплавах такого типа легирования при охлаждении от температур аустенитизации и при старении возможно выделение двух и более частиц вторичной фазы в различных температурных интервалах (табл.4).

Рис. 7 – Изменение параметра (а) кристаллической решетки твердого раствора при старении стали Н8К15М15ТСБ: ○――○ режим 1,а; ●――● режим 1,б.

Таблица 4 – Составы упрочняющей фазы, которые могут выделяться при термической обработке сплавов типа стали Н8К15М15ТСБ.

Упрочняющая фаза	Примечание
Fe 2 Mo (стабильная), (Fe, Co)2 Mo, Ni 3(Mo, Ti), (Fe, Co)7 Mo 6	—
Ni 3 Mo (η –фаза, гексагональная), Ni 3 Mo (β –фаза, кубическая), (Fe, Ni)2 Mo, (Fe, Co)2 Mo	—
Ni 3 Mo (метастабильная фаза), Fe 2 Mo (стабильная фаза)	В Fe – Ni – Mo – и Fe – Ni – W –сталях, старение при низких температурах
Ni 3 Ti, NiTi	Ni – Ti –стали
Ni 3 Ti, Fe 2 Mo или (Fe, Ni, Co)2 Mo, Ni 3 Mo, σ– FeTи	Стали, легированные Ni, Mo, Ti

В таблице 4 приведены данные из работ различных исследователей о составе частиц вторичной фазы (чаще всего интерметаллидов), которые могут выделяться в сплавах подобного уровня легирования при различных температурах обработки. При этом их разделяют на две группы:

–частички, которые могут выделяться при охлаждении с температуры аустенитизации (т.е.в аустените) – карбиды, нитриды и интерметаллиды типа Ni ₃ Ti;

–частички, которые выделяются из пересыщенного твердого раствора (мартенсита) при старении – интерметаллиды типа σ– FeTi, (Ni, Fe) Ti, Ni ₃ Ti, фази Лавеса различного состава (Fe ₂ Mo и др.), соединения типа θ – NiMn, ε–фаза.

Приложение 2

Для изготовления пружин в странах СНГ наиболее часто применяются такие мартенситно-стареющие стали:

Марка стали,	Содержание элементов,%
режим термообработки	C	Ni	Cr	Co	Mo	Ti	Cu	Nb	B	Zr
Н20ТЮР 820^0С +(-70^0С)+480^0С, 15мин Н18К8М3Т 820^0С +(-70^0С)+480^0С, 15мин Н18К9М5Т 830^0С +(-70^0С)+450^0С, 4ч Н10Х12Д2ТБ 870^0С+ (-70^0С)+450^0С, 6ч	0,03   0,01   0,03   0,03	19,2   18,8   18,2	- - -	-   8,7   9,1   -	-   3,6   5,0   -	1,6   0,6   0,7   0,4	-   -   -   1,75	- - - 0,1	0,003 0,003 - -	0,02 0,02 - -

При повышении температуры закалки в этих сталях, выше указанных в таблице, идет укрупнение аустенитного зерна и снижение предела упругости после закалки.

Для этих сталей возможно охлаждение с температуры закалки даже на воздухе (правда остается определенное количество остаточного аустенита, что требует переохлаждения до низких температур, указанных в таблице). После закалки эти стали имеют удлинение d³ 15%, а сужение j³60%, что позволяет подвергать их холодной деформации перед изготовлением элементов пружин или перед окончательным старением.

Максимальный уровень значений предела упругости для этих сталей:

Н18К9М5Т- 1370 Мн\м²;

-Н20ТЮР- 1245 Мн\м²;

-Н18К8М3Т-1180 Мн\м^2.

Возможно повышение предела упругости за счет двухступенчатого старения (например, 480⁰С,30 мин, а затем 425⁰С, 8час). Эти свойства могут сохраняться примерно до 400⁰С. Для более сложнолегированной стали Н8К15М15ТСБ высокопрочное состояние может сохраняться до температур 500-550⁰С

Литература:

1.Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей. Пер.с англ., М: Металлургия, 1982.-с.119-121

2.Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. Изд.2. М: Металлургия, 1971.-с.191

3.Машиностроение. Энциклопедия/ Ред. совет К.В. Фролов и др.-М: М38 Машиностроение. Стали. Чугуны. Т.П-2 / Г.Г. Мухин А.И. Беляков, Н.Н. Александров и др. Под общ. Ред О.А. Банных. 2001.-784с

Химико-термическая и другие виды обработок металлов и сплавов:

Дата добавления: 2014-10-23