8_Kulikovskiy.doc Прогнозирование структурного состояния износостойких метастабильных хромомарганцевых наплавочных материалов ... Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2012, № 4 49 Куликовский Р.А. Запорожский национальный технический университет, г. Запорожье, Украина ПРОГНОЗИРОВАНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ИЗНОСОСТОЙКИХ МЕТАСТАБИЛЬНЫХ ХРОМОМАРГАНЦЕВЫХ НАПЛАВОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА При разработке новых метастабильных износостойких хромомарганцевых наплавочных мате- риалов на основе железа, поверхность наплавленного металла которых в процессе абразивного изнаши- вания способна упрочнятся в результате фазовых γ → α превращений, часто возникает необходимость прогнозирования возможности образования различных исходных структурных состояний материалов, в зависимости от их химического состава. В частности, влияния углерода и легирующих элементов на температуру начала мартенситного превращения (Мн), так как известно, что наибольшая способность к упрочнению и сопротивляемость абразивному изнашиванию достигается при максимально возможном содержании в сплаве аустенита с Mн ≈ 20 °С и высоким содержанием углерода [1]. Наиболее простым и доступным вариантом прогнозирования фазового состояния металлической матрицы является принцип оценки структуры по эквивалентным содержаниям хрома и никеля, исполь- зованный в диаграмме Шеффлера [2, 3]. Однако возможность ее применения ограничена концентрацией углерода по одним данным до 0,2 % [4], по другим до 0,5 % [5], что существенно ниже оптимального уровня содержания этого элемента в износостойких метастабильных материалах [1]. Эти ограничения обусловлены возможностью образования карбидной фазы при повышенных концентрациях углерода в присутствии карбидообразующего элемента и обеднения, в результате этого, металлической матрицы уг- леродом и карбидообразующими элементами. Авторы работы [4] считают, что для высокоуглеродистых материалов необходимо учитывать влияние хрома не только как ферритизатора, но и как наиболее распространенного карбидообразующего элемента и предлагают рассматривать воздействие всех элементов, способных образовывать карбиды, в виде хромового эквивалента карбидообразования – Crэкв. карб.. Этот подход позволяет расширить диапазон химического состава материалов, для которых можно прогнозировать структуру в наплавленном состоянии. В работе [6] предложен комбинированный (расчетно-графический) метод определения фазового состава наплавочных материалов. При этом фазовый состав матрицы сплава определяют по диаграмме в зависимости от расчетных значений коэффициентов "мартенсито- и ферритообразования". Наиболее широкий диапазон структурных состояний предусмотрен последней системой класси- фикации наплавочных материалов предложенной Международным институтом сварки (МИС) (рис. 1) [7]. Данная структурная диаграмма включает 16 групп материалов на основе ферритной (1 группа), мар- тенситной (8 групп) и аустенитной (7 групп) металлической матрицы. Таким образом, существует несколько подходов к прогнозированию структурного состояния сплавов, основанных в основном, на учете химического состава сплава. Однако, кроме изменения коли- чества легирующих элементов и углерода, существенное влияние на структурное состояние наплавлен- ного металла также оказывает скорость его охлаждения [8, 9]. В работе [10] было показано, что снижение скорости охлаждения металла типа 140Х12 с 80 °С/с до 1 °С/с обуславливает увеличение температуры начала мартенситного превращения аустенита из-за выделения и увеличения количества карбидов с 4 % до 10 % соответственно. Это приводит к уменьшению количества остаточного аустенита на 40 … 50 %, что может оказать весьма существенное значение с точки зрения участия фазовых превращений в про- цессах упрочнения поверхности трения. В тоже время, в результате термического цикла наплавки низко- хромистым высокоуглеродистым материалом неизбежен распад аустенита в результате его низкой тер- мической устойчивости, а следовательно, уменьшение концентрации углерода в твердом растворе и уве- личение в структуре карбидов цементитного типа, что также приведёт к снижению его способности к уп- рочнению и износостойкости в условиях абразивного изнашивания. Кроме того, при прогнозировании структурного состояния наплавленного металла важно предвидеть не только качественный состав, но и количественное соотношение аустенита и мартенсита. Однако, даже при очень детальном делении типов наплавленного металла на структурные группы по классификации МИС, практически невозможно отме- тить каких либо предпосылок для прогнозирования способности к превращению аустенита в мартенсит деформации при абразивном изнашивании. Как отмечено выше, одним из достаточно достоверных ориентиров, указывающих на способ- ность остаточного аустенита к превращению в мартенсит деформации, является температура начала мар- тенситного превращения [11, 12]. В свою очередь положение Мн определяется химическим составом ох- лаждаемого аустенита [13, 14 - 16]. Известен ряд эмпирических формул, связывающих положение мартенситной точки с химиче- ским составом стали. Для сталей с содержанием углерода 0,2 … 0,8 % С, по мнению авторов работы [13] наиболее точной является формула А.А. Попова: PDF created with pdfFactory Pro trial version www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com Прогнозирование структурного состояния износостойких метастабильных хромомарганцевых наплавочных материалов ... Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2012, № 4 50 Mн = 520 – 320%C – 50%Mn – 30%Cr – 20(%Ni + %Mo) – 5(%Cu-Si). (1) Рис. 1 – Структурная диаграмма существования наплавочных материалов, разработанная Международным институтом сварки [7]: феррит, упрочненный вторичной фазой – ФВт; мартенсит тип I (низкоуглеродистый низколегированный сплав) – М1; мартенсит тип II (высокоуглеродистый низколегированный сплав) – М2; мартенсит тип III (низкоуглеродистый высоколегированный сплав) – М3; мартенсит тип IV (среднеуглеродистый высоколегированный сплав) – М4; мартенсит, упрочненный карбидами типа I – МК1; мартенсит, упрочненный карбидами внедрения – МК2; мартенсит, упрочненный карбидами эвтектики – МЭК; мартенсит, упрочненный основными карбидами – МОК; аустенит типа I (Cr, Ni) + аустенит + феррит – А1 – АФ; аустенит марганцевый тип II (высокоуглеродистый среднелегированный сплав) – А2; аустенит хромомарганцевый тип I (среднеуглеродистый высоколегированный сплав) – А3; аустенит типа II и III, упрочненный карбидами – А2К, А3К; аустенит, упрочненный основными карбидами – АОК; аустенит, упрочненный карбидами эвтектики – АЭК; аустенит, упрочненный основными карбидами, суперкарбидами и карбидами эвтектики – АКК Авторами работы [17] на основе экспериментальных данных выведены значения коэффициентов влияния марганца и хрома на положение мартенситных точек для содержания углерода 0,6; 0,8 и 1,0% для определения температуры Мн (°С) хромомарганцевых углеродистых сталей: - содержащих 0,6 % С: Mн = 520 – 320%C – 35%Mn – 10%Cr; (2) - содержащих 0,8 % С: Mн = 520 – 320%C – 40%Mn – 20%Cr; (3) - содержащих 1,0 % С: Mн = 520 – 320%C – 48%Mn–23%Cr. (4) Сопоставляя известные закономерности изменения Мн и фазового состава закаленных углероди- стых сталей от содержания углерода (рис. 2, а) [13, 14 - 16], несложно определить зависимость количест- ва остаточного аустенита в этих материалах от температуры начала мартенситного превращения (рис. 3, область 1). Для оценки возможности такого подхода в случае формирования структуры легированных сплавов воспользуемся известными данными [11] о взаимосвязи Мн и количества остаточного аустенита в стали типа Х12 с температурой закалки. Обобщенные результаты представлены на рис. 2, б. Как видно, совпадение известных данных о содержании аустенита в зависимости от Мн в легированных сталях (рис. 3, кривая 2), с закономерностью изменения взаимосвязи этих параметров для нелегированных ста- лей, вполне удовлетворительно. Таким образом, в наплавочных материалах, легированных хромом, количество остаточного ау- стенита можно прогнозировать по расчетной Мн, косвенно опираясь на известные закономерности изме- нения этих параметров углеродистых нелегированных материалов. При этом Мн будет одновременно яв- ляться ориентиром для прогнозирования нестабильности аустенита в процессе изнашивания. Однако ма- лая устойчивость аустенита к диффузионному распаду в низкохромистых наплавочных материалах не позволяет при их разработке использовать исключительно систему Fe-C-Cr. PDF created with pdfFactory Pro trial version www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com Прогнозирование структурного состояния износостойких метастабильных хромомарганцевых наплавочных материалов ... Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2012, № 4 51 а б Рис. 2 – Изменения температур начала мартенситного превращения (Мн) и количества остаточного аустенита (А) углеродистых сталей в зависимости от содержания углерода (а) [13, 14 - 16] и стали типа Х12 в зависимости от температуры закалки (б) [11] Рис. 3 – Схема взаимосвязи температуры начала мартенситного превращения и количества остаточного аустенита для нелегированных сталей и легированных сталей: 1 – углеродистые стали; 2 – сталь типа Х12 Вторым элементом, достаточно распространенным и недорогим, который часто применяется для повышения устойчивости аустенита к перлитным и промежуточным превращениям, является марганец. Обобщение аналитических и графических зависимостей изменения Мн от химического состава в системах Fe-C [15, 16, 18], Fe-C-Cr [14, 15, 18], Fe-C-Mn [15, 18], Fe-Cr-Mn-C [17, 18] и их математиче- ская обработка, позволили получить выражение (5), связывающее содержание углерода в матрице спла- вов, с температурой Мн≈20°С при охлаждении из однофазной области, с концентрацией хрома и марган- ца в диапазоне: С - 0,6…2%; Cr – 0…12%; Mn - 0…8,8%: С = 2 – 0,191Mn – 0,45Cr + 0,046Cr·Mn + 0,00953Mn2 + 0,061Cr2 – – 0,00119Mn2·Cr – 0,00319Mn·Cr2 – 0,00015Mn3 – 0,00313Cr3. На основе полученной аналитической зависимости, построена концентрационная поверхность содержания углерода, хрома и марганца в матрице наплавленного металла с температурой Mн ≈ 20 °С (рис. 4). Выше данной поверхности совокупность сплавов с аустенитной структурой, ниже – сплавы со- держащие α + γ фазы. Рис. 4 – Концентрационная поверхность сплавов системы Fe-C-Cr-Mn с температурой Mн ≈ 20 °С при охлаждении из однофазной области (5) PDF created with pdfFactory Pro trial version www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com Прогнозирование структурного состояния износостойких метастабильных хромомарганцевых наплавочных материалов ... Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2012, № 4 52 Выводы Рассмотренные способы прогнозирования фазового состояния металлической матрицы не позво- ляют в полной мере определять способность к превращению аустенита в мартенсит деформации при аб- разивном изнашивании сплавов системы Fe-C-Cr-Mn. Возможность протекания фазовых γ→α превраще- ний можно дополнительно определять по концентрационной поверхности сплавов системы Fe-C-Cr-Mn с температурой Mн ≈ 20 °С при охлаждении из однофазной области. Результаты данной работы могут быть полезны при разработке новых метастабильных износо- стойких хромомарганцевых наплавочных материалов на основе железа, предназначенных для работы в условиях абразивного изнашивания. Литература 1. Андрущенко М.И., Рузов О.Э., Куликовский Р.А., Брыков Н.Н. Влияние углерода и хрома на способность к упрочнению и износостойкость бескарбидных сталей в условиях абразивного изнашива- ния // Проблеми трибології (Problems of Tribology). – 2003. – №2. – С. 112-116. 2. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением / Под ред. акад. Б.Е. Пато- на. – М.: Машиностроение, 1974. – 768 с. 3. Лившиц Л.С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соеди- нений. – М.: Машиностроение, 1989. – 336 с. 4. Елагина О.Ю., Лившиц Л.С., Мальцева М.А. Структурная диаграмма высокоуглеродистых на- плавленных слоев // Сварочное производство. – 1996. – №5 – С. 9-11. 5. Данильченко Б.В. Выбор износостойкого наплавленного металла для работы в условиях абра- зивного изнашивания // Сварочное производство. – 1992. – №5 – С. 31-33. 6. Королев Н.В., Пименова О.В., Бороненков В.Н. Метод расчетного определения фазового со- става и структуры износостойких наплавочных сплавов // Сварочное производство. – 2002. – №4 – С. 11-16. 7. Мазель Ю.А., Кусков Ю.В., Полищук Г.Н. Классификация сплавов на основе железа для вос- становительной и упрочняющей наплавки // Сварочное производство. – 1999. – №4 – С. 35-38. 8. О влиянии скорости охлаждения на структуру износостойкой наплавки / В.С. Попов и др. // Сварочное производство. – 1976. – №10. – С. 38-40. 9. Шоршоров М.Х., Белов В.В. Фазовые превращения и изменение свойств стали при сварке. Ат- лас. – М.: Наука, 1972. – 220 с. 10. Ткаченко Ю.М. Влияние скорости охлаждения на структуру высокоуглеродистого наплав- ленного металла // Автоматическая сварка. – 2000. – №8 – С. 28-29. 11. Долговечность оборудования огнеупорного производства / Попов В.С., Брыков Н.Н., Дмит- риченко Н.С., Приступа П.Г. – М.: Металлургия, 1978. – 232 с. 12. Счастливцев В.М., Филиппов М.А. Роль принципа метастабильности аустенита Богачева- Минца при выборе износостойких материалов // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2005. – № 1. – С. 6-9. 13. Садовский В.Д., Фокина Е.А. Остаточный аустенит в закаленной стали. – М.: Наука, 1986. – 113 с. 14. Воробьев В.Г., Гуляев А.П. Влияние легирующих элементов на температуры мартенситных превращений // Журнал технической физики. – 1951. – Т. XXI. Вып. 10. С. 1157-1163. 15. Меськин В.С. Основы легирования стали. – М.: Металлургия, 1964. – 684 с. 16. Гуляев А.П. Металловедение. – М.: Металлургия, 1978. – 645 с. 17. Филиппов М.А., Литвинов В.С., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. – М.: Металлургия, 1988. – 256 с. 18. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переох- лажденного аустенита. – М.: Металлургия, 1965. – 495 с. Надійшла 18.10.2012 PDF created with pdfFactory Pro trial version www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com http://www.pdffactory.com