Сфероидизация при температурах, близких к области перитектической реакции

Том 114

1904

СФЕРОИДИЗАЦИЯ ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ, БЛИЗКИХ К ОБЛАСТИ ПЕРИТЕКТИЧЕСКОЙ РЕАКЦИИ

Ю. А. ЕВТЮШКИН

Из анализа ряда исследований [1, 2, 3], появившихся в ¡последнее время, можно сделать вывод, что вопрос о возможности получения литой структуры без карбидной сетки путем 'повторного нагрева до температуры перитектической реакции является интересным и требует дальнейшего изучения.

В реальных условиях охлаждения, особенно при отливке стали в металлические формы, равновесие, соответствующее диаграмме состояний (р-не. 1), не достигается по двум причинам. Во-первых, из-за большой скорости охлаждения реакция не успевает пройти до конца; во-вторых, образовавшиеся продукты перитектической реакции Ж+Ф-^А4-К разделяют реагирующие фазы, и дальнейшее протекание реакции может осуществляться только за счет диффузии через слой аустенита. Поэтому при вторичном нагреве литой стали до температуры плавления эвтектики и выдержке при этой температуре будет проходить реакция между жидкой фазой и твердой, в результате которой количество эвтектики уменьшится [2, 3]. Оставшиеся карбиды раздробятся и примут округлую форму.

Однако в соответствии с диаграммой состояний в сталях с содержанием углерода больше 0,7% после перитектической реакции всегда в избытке будет оставаться какое-то количество (соответствующее отрезку 1 — /) жидкой фазы.

В литых быстрорежущих сталях наиболее благоприятным является значительно большее содержание углерода, чем в кованых и, следовательно, в них образование эвтектики неизбежно.

По данным работы [4] следует, что увеличение легирующих элементов сдвигает точки /г, I, / (рис. 1). Замечено, что особенно сильное влияние в этом 'направлении оказывает ванадий. Увеличение содержания ¡ванадия в литых быстрорежущих сталях желательно и по другим причинам. Как известно, ванадий обладает большим сродством к углероду, чем вольфрам, ,и поэтому образуются вместо карбидов вольфрама карбиды ванадия. Общий объем карбидов при этом уменьшается, так как карбиды ванадия имеют минимальный объем. Кроме того, ванадий повышает растворимость углерода в области гамма-фазы, что повышает качество быстрорежущей стали. Ванадий повышает устойчивость мартенсита против отпуска, тем самым значительно увеличивает крас-

ностойкость; вызывает дисперсионное твердение, что дает увеличение твердости при повышенных температурах. Ко ¡всему этому, ванадий образует карбиды, обладающие высоким сопротивлением износу. Э. Гуд-ремон [5] отмечает, что карбид ванадия УС является самым твердым (ЯНс =83,5—85) из карбидов, образующихся в быстрорежущей стали; он даже тверже карбида вольфрама \¥С (//Кс=82,5), применяемого в твердых сплавах.

Рис. 1. Политермический разрез диаграммы Fe—W—Cr—С. Сечение при 18% Wh 4% Cr [4].

На этой основе в сталях с повышенным содержанием углерода за счет увеличения ванадия может быть получен сплав, соответствующий точке ¿.

В микроструктуре стали плавки № 1 (табл. 1) имелись только признаки о-феррита (рис. 2а). Микроструктура стали 18—4—1 —1,6 не содержит о -феррита, так как содержание ванадия в этой стали не-

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей

№ плавки Условное обозначение стали Химический состав, в %

с W Cr V

1 18-4-1 — 1,9 " 1,0 19 4,23 1,98

2 18-4-1-1,6 0,95 18,78 3,81 1,61

3 18 — 4—0,9— 1 0,97 18,40 4,11 1,45

4 0—4—1—2 i 9,10 4,20 3,12

СКОЛЬКО меньше, чем в стали 18-4—1- -1,9, при одинаковом количестве

углерода. Микроструктура стали 18—4—1 —1,6 представлена на рис. 26.

Из рассмотрения рис. 2а и 26 видно, что в структуре обеих сталей имеются темные участки, однако, природа этих составляющих различна. На рис. 2а темные участки представляю? 5 -эвтектоид, образовавшийся из о-феррита. Такое превращение о-феррита, как показала дискуссия

[3,4], возможно. Подтверждением образования -эвтектоида из о-феррита является наличие четких границ между темной составляющей и аустенитом. Эти границы образовались в результате существования двух разных фаз (феррита и аустенита).

Рис. 2. а) х660, б) х440, в) х440.

Темные участки в стали 18—4—1—-1,6 образовались в-результате распада обедненного аустенита. Подобная структура, образовавшаяся в результате многообразных превращений, не всегда различима в деталях в оптическом микроскопе. Однако подтверждением того, что в стали 18—4—1 —1,6 темная составляющая образовалась из аустенита, а не из феррита, является отсутствие четких границ между темными участками и аустенитом, поскольку эти две структурные составляющие при более высоких температурах представляли собой одну фазу (аустенит).

На рис. 2в представлена фотография микроструктуры стали 18—4—0,9—1. Структура состоит из крупноигольчатого мартенсита и остаточного аустенита.

Для выяснения влияния температуры и времени выдержки на структуры литой стали производилась закалка с различной температуры (табл. 2). Охлаждение производилось в масле.

Таблица 2

Температура выдержки, °С 1300 1320

Время выдержки, ь мин 1 2 3 4 5 1 2 3 | 4 5

Анализ микроструктуры показывает, что при температуре 1300° уже после двухминутной выдержки начинается сфероидизация ледебу-ритной сетки. Увеличение выдержки при этой температуре ведет к росту зерна аустенита и к коагуляции карбидов.

Выдержка исследуемых сталей при.1320° дает значительно больший эффект в смысле раздробления ледебуритной сетки карбидов. На рис. За и 36 показаны фотографии микроструктуры сталей после минутной выдержки при 1320°. Из рассмотрения микроструктуры видно, что карбидная сетка раздробилась, при этом частично карбиды расположены по границам зерен, а частично в центре аустенитных зерен. Особенно это хорошо видно прй большем увеличении на рис. Зе.

о

Из рассмотрения микроструктуры, представленной на рис. 3, видно, что карбиды начали равномерно располагаться по всей площади аусте-нитного зерна, при этом некоторые из них приобретают угловатую-форму, что конечно нежелательно.

Рис. 3. а) х750, б) хббО, в) х!350.

Выдержка 3 мин при 1320° достаточна для полного протекания незавершенных процессов и сфероидизации карбидов (рис. 4) (сталь 9—4—1—2). Структура стали состоит из аустенпта и карбидов округлой формы, которые равномерно расположены по всей площади аустеннтных зерен. Ледебуритпая сетка исчезла.

Рис. 4. х750.

После выдержки при соответствующей температуре, закалки в масле и трехкратного отпуска при 560° производилось определение красностойкости. При этом не было замечено снижения красностойкости по сравнению с литым и отпущенным состоянием. Наоборот при выдержке 3 мин (1320°) у стали 18—4—1 —1,6 замечена тенденция к повышению' красностойкости.

Испытание механических свойств литой стали 18—4—1 — 1,6, подвергнутой высокотемпературной выдержке в течение 3 мин при 1320°, показали, что прочность при изгибе несколько возросла по сравнению с литым и отпущенным состоянием-. Заметно также повышение ударной вязкости.

Выводы

1. Наиболее выгодно подвергать высокотемпературной выдержке в области близкой к перитектической реакции стали, по химическому составу соответствующие точке i (рис. 1).

2. Подобная термическая операция с успехом может быть применена для улучшения структуры, а следовательно, и свойств литого инструмента.

3. Особенно целесообразно подвергать этой операции инструмент, отлитый в металлические формы.

Такая сталь имеет наибольшее отклонение от равновесного состояния вследствие большой скорости охлаждения.

ЛИТЕРАТУРА

1. П. М. Юшкевич и С. А. Федорова. О микроструктуре литой быстрорежущей стали. Металловедение и обработка металлов, № 3, Машгиз, 1955.

2. Н. С. К р е щ а и о в с к и й. Литейное производство. № 8, 1960.

3. Kuo Kehsin. The Journal of the Iron and Steel Institute. 181, № 2, стр. 128— 137, 1955.

4. В. С. M e с ь к и н. Основы легирования стали. Металлургиздат, 1959.

5. Э. Г у д р е м о н. Специальные стали. Ч. 2, Металлургиздат, 1960.