Изменение фазового состава экспериментальной валковой стали в процессе термической обработки

Изменение фазового состава экспериментальной валковой стали в процессе термической обработки

CHANGE OF PHASE STRUCTURE OF EXPERIMENTAL hot Rolls steel during OF THERMAL PROCESSING

Приймак Е.Ю., Трякина Н.Ю., Крылова С.Е. (ОГТИ (филиал) ОГУ, г. Орск, РФ)

Соколов С.О. (ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ», г. Орск, РФ)

Изучено влияние температуры нагрева на фазовый состав и процессы растворения карбидной фазы экспериментальной валковой стали 70Х3Г2ВТБ для горячей прокатки. Исследована стойкость стали к разупрочнению при отпуске после закалки с разных температур.

Influence of temperature of heating on phase structure and processes of dissolution of a karbide phases of experimental hot rolls steel 70Х3Г2ВТБ is studied. Resistance of steel to a softening is investigated at tempering after training from different temperatures.

Ключевые слова: аустенизация, отпуск, карбиды, дисперсионное упрочнение

Keywords: austenitizing, tempering, carbides, precipitation hardening

В промышленности применяется большое количество валковых сталей различных систем легирования. Мировые тенденции развития металлургического машиностроения требуют от производителей оборудования внедрения новых марок сталей и усовершенствования технологий их производства. Для изготовления опорных валков для толстолистовых станов горячей прокатки на ОАО МК «ОРМЕТО-ЮУМЗ» осваивается новая марка стали инструментального класса 70Х3Г2ВТБ, разработанная ранее в [1]. Задачей настоящей исследования явилось экспериментальное изучение фазового состава и твердости стали 70Х3Г2ВТБ при термической обработке.

В таблице 1 приведен химический состав экспериментальной стали, выплавку которой проводили в условиях ОАО «МК ОРМЕТО-ЮУМЗ» на индукционной печи ИШТ 0,4/0,32.

Таблица 1 – Химический состав стали 70Х3Г2ВТБ, % по массе

С	Mn	Si	P	S	Cr	Ni	Cu	Nb	W	Al	Ti
0,64	1,90	0,61	0,023	0,012	2,85	0,10	0,12	0,055	1,35	0,048	0,46

Полученные отливки разрезали на заготовки, которые перед механической обработкой подвергали отжигу по режиму: нагрев 900-920 °С, выдержка 2 часа, охлаждение со скоростью 50 °С/ч до 700 °С выдержка 2 часа, охлаждение со скоростью 50 °С/ч до 500 °С, далее на воздухе.

Исследование экспериментальной стали проводили после различных режимов закалки в масло с температур 850-1050 °С с интервалом в 50 °С. Разупрочнение при отпуске оценивали при температурах 150, 200, 300,400, 500, 550, 600 и 650 °С; время выдержки 1, 2, 4, 8, 16, 24 часа.

В таблице 2 приведены результаты химического анализа по растворимости легирующих элементов в карбидных фазах стали 70Х3Г2ВТБ после отжига и различных режимов аустенизации.

Таблица 2 – Количество, тип и состав образующихся карбидов после различных режимов аустенизации

Режим термообработки

Суммарное количество карбидов, %

Тип карбидов

Концентрация легирующих элементов в карбидах, % (по массе)

Отжиг

6,5-7

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС^*

Т_ауст = 900 °С

τ=15 мин.

3,8-4,2

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_ауст = 900 °С

τ=60 мин.

1,6-1,8

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_ауст = 950 °С

τ=15 мин.

1,1-1,2

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_ауст = 950 °С

τ=60 мин.

0,8-0,9

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_ауст = 1050 °С

τ=15 мин.

0,6-0,7

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_ауст = 1050 °С

τ=60 мин.

0,5-0,6

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

* В таблице объединены данные по карбидам WC и (Ti, Nb)С, так как применяемая в настоящей работе методика электролитического выделения карбидных фаз не позволяет их разделить

Из таблицы 2 видно, что в процессе отжига в стали 70Х3Г2ВТБ выделились карбиды типа Me₃С, МеС, Ме₇С₃и Ме₂₃С₆. После отжига имеется легированный цементит (Fe,Cr)₃С, в котором около 25 % атомов железа замещено атомами хрома, содержание марганца в цементите невелико и составляет около 3 %. В карбидах на основе хрома растворено до 20 % Mn, 27 % Cr и до 8-10 % W, Ti и Nb.

Исследование карбидных осадков, выделенных с закаленных образцов показало, что при температуре закалки 1050 °С остаются нерастворенными карбиды типа МеС и Ме₇С₃, а в температурном интервале 900-950 °С присутствуют также и карбиды Ме₃С. В образцах, закаливаемых от температуры 1050 °С, остается 0,5-0,7 % карбидной фазы. С увеличением времени выдержки при данной температуре общее количество карбидной фазы изменяется незначительно, однако химический состав карбидов претерпевает изменения: происходит перераспределение элементов в карбидах типа Me₇С₃, так как атомы Fe и Cr в отличие от атомов вольфрама, обладающих более низкой диффузионной подвижностью, переходят в твердый раствор, вследствие чего концентрация вольфрама в Ме₇С₃ возрастает.

Изучение процессов растворения карбидных фаз при более низких температурах аустенизации 900 °С показало, что при данной температуре сохраняется значительное количество карбидов. Так при времени выдержки 15 минут в структуре содержится до 4 % карбидной фазы. При увеличении времени до 60 минут содержание карбидов уменьшается более чем в 2 раза, в основном за счет растворения фазы (Fe,Cr)₃С.

Таким образом, в отличие от аустенизации при 1050 °С содержание карбидных фаз при 900 °С существенным образом зависит от времени выдержки.

С целью выбора рациональных параметров закалки производили анализ роста размеров аустенитного зерна в исследуемой стали в зависимости от температуры нагрева при аустенизации. Результаты представлены на рисунке 1.

Рисунок 1 – Влияние температуры аустенизации и продолжительности выдержки на размер аустенитного зерна

После закалки по всем исследованным режимам сталь 70Х3Г2ВТБ имеет зерно размером менее 15 мкм (8-9 балл). При этом наименьший размер зерна наблюдается после закалки от 850 °С. Увеличение времени выдержки при всех температурах аустенизации ведет к незначительному росту зерна, что связано с растворением легированного цементита и обогащением твердого раствора марганцем и хромом. Повышение температуры вызывает растворение карбидов типа Ме₇С₃, что способствует дальнейшему росту зерна аустенита. Если размер зерна в стали при 850-950 °С определяется в основном степенью растворения карбидов типа Ме₃С и Ме₇С₃, то для более высоких температур интенсивность роста зерна зависит от количества и дисперсности карбидов МеС. Как показали процессы исследования карбидных осадков, существенного растворения карбидов типа МеС при этих температурах не наблюдается.

Поскольку температурно-временные параметры аустенизации определяют процессы растворения карбидных фаз при нагреве, следовательно, они должны оказывать значительное влияние и на выделение карбидов при отпуске.

Таблица 3 – Количество, тип и состав образующихся карбидов после различных режимов отпуска

Режим термообработки

Суммарное количество карбидов, %

Тип карбидов

Концентрация легирующих элементов в карбидах, % (по массе)

Т_отп = 450 °С

2,8-3,3

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_отп = 500 °С

3,8-4,2

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_отп = 550 °С

4,5-5,2

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Т_отп = 600 °С

5,5-5,7

Ме₃С

Ме₇С₃+Ме₂₃С₆

МеС

Из таблицы 3 следует, что формирующиеся при отпуске карбиды типа Ме₃С и Ме₇С₃ являются фазами переменного состава, в которых замещаются не только атомы железа и хрома, но и присутствуют также атомы вольфрама, титана и ниобия в различных пределах. Так, при переходе температуры отпуска 500 и 550 °С наблюдается возрастание в общем карбидном осадке количества легированного цементита, однако содержание в нем хрома и марганца увеличивается незначительно, тогда как при отпуске 600 °С в нем происходит резкое увеличение содержания хрома при одновременном уменьшении количества Ме₃С. Это является свидетельством того, что легированный цементит (Fe,Cr)₃С переходит в специальный карбид Ме₇С₃.

Зависимость твердости стали в зависимости от температуры отпуска представлена на рисунке 2.

Так, при температурах закалки 900-1050 ºС твердость при отпуске 400 ºС находится практически на одном уровне (55 HRC) вплоть до выдержки 24 часа. Для температуры закалки 850 ºС значения твердости несколько ниже (48-50 HRC).

Замедление разупрочнения при температурах отпуска 300-450 ºС, когда выделение специальных карбидов еще не происходит, обусловлено, во-первых, присутствием в матрице атомов хрома, марганца и вольфрама, уменьшающих диффузионную подвижность атомов углерода, а значит, замедляющих коагуляцию цементита, во-вторых, этот эффект может быть объяснен закреплением дислокаций атмосферами из атомов углерода и ниобия.

а)

б)

Рисунок 2 – Влияние температуры и продолжительности отпуска на твердость стали 70Х3Г2ВТБ после закалки от: а) 900 ºС; б) 1050 ºС

В процессе отпуска при 500 ºС для всех температур закалки в первые 5-7 часов происходит заметное уменьшение твердости, затем темп разупрочнения понижается. Это связано с тем, что в начальный период происходит коагуляция легированного цементита (Fe,Cr)₃С, который затем переходит в хромистый карбид Ме₇С₃.

Повышение температур отпуска до 600 ºС приводит к возрастанию интенсивности разупрочнения для всех температур закалки, что связано с быстрой коагуляцией карбидных фаз, сопровождающейся уменьшением числа частиц.

Таким образом, в стали 70Х3Г2ВТБ после закалки от температур 900-1050 ºС и отпуска в районе 500-550 ºС наблюдается дисперсионное твердение, обеспечивающее после 24-хчасового отпуска твердость на уровне 48-52 HRC в зависимости от температуры, предшествующей закалки.

Результаты проведенных исследований позволили выбрать рациональные параметры режимов окончательной термической обработки стали 70Х3Г2ВТБ, заключающиеся в аустенизации с температуры 1000-1050 ºС и отпуске при температурах 500-550 ºС.

Список использованных источников

1. Крылова, С.Е. Разработка оптимального сплава, обеспечивающего длительную, безаварийную работу оборудования в условиях ударно-абразивного износа / С.Е. Крылова, В.А. Москаленко, В.И. Грызунов // Сталь. – 2005. – №3. – С. 201-210