Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 44 Брыков М.Н.,* Прокопченко А.А.,* Ефременко В.Г.** *Запорожский национальный технический университет, г. Запорожье, Украина, **Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь, Украина E-mail: ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ЗАКАЛКИ И ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТОЙ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ УДК 669.017:620.178.16 Представлены результаты исследований структуры и износостойкости высокоуглеродистой низколегиро- ванной стали после закалки от различной температуры в диапазоне 760 … 1000 оС и дальнейшей изотермической выдержки при 250 оС. Установлено, что оптимальным режимом обработки является закалка от 900 оС и изотермиче- ская выдержка 1 - 2 суток. В результате указанной обработки формируется мартенсито-аустенито-бейнитная струк- тура практически без карбидной фазы. Износостойкость стали после оптимальной обработки значительно превыша- ет износостойкость мартенсита. Ключевые слова: абразивное изнашивание, сталь, изотермическая обработка, бейнит, износостойкость. Актуальность работы и анализ состояния вопроса Исследования абразивного изнашивания (АИ) материалов, в частности сталей и чугунов, состав- ляют одно из направлений науки о трении и изнашивании. АИ – наиболее интенсивный вид разрушения поверхности, протекает, как правило, по механизму малоцикловой усталости. Проблема низкой износо- стойкости многих деталей, подверженных АИ, в настоящее время не решена. В связи с этим поиск новых износостойких сплавов и оптимизация их термической обработки являются актуальными для трибологии. В серии работ, посвященных исследованию износостойкости нелегированных и легированных сплавов на основе железа, показано, что оптимальным материалом для работы в условиях АИ являются высокоуглеродистые низколегированные стали при суммарном содержании легирующих элементов око- ло 3 % [1 - 3]. Такие стали после закалки из однофазной области сохраняют аустенитную структуру, но аустенит нестабилен - температура начала мартенситного превращения Мн находится в диапазоне 0 … 20 оС. В связи с этим в поверхностном слое металла происходит γ - α превращение при пластиче- ском деформировании абразивными зернами, и структура состоит из предельно наклепанного аустенита и высокоуглеродистого мартенсита [3]. Микротвердость поверхности повышается до 12 ГПа [4, 5], что обеспечивает максимально возможную износостойкость для металлической матрицы железоуглероди- стых сплавов [3]. Однако нестабильный аустенит оказывает отрицательное влияние на сопротивляемость материа- ла распространению трещин. Если в процессе эксплуатации деталь подвержена ударам, то первая же тре- щина способна быстро разрушить её. Стабильный аустенит, например, в стали 110Г13, обладает очень высокой ударной вязкостью благодаря пластической деформации и вязкому разрушению в вершине рас- пространяющейся трещины. Когда же трещина образуется в нестабильном аустените, например в стали 110Г3, то в её вершине, так же как и на поверхности трения, при пластической деформации происходит γ - α превращение с образованием хрупкого высокоуглеродистого мартенсита. Это обстоятельство опре- деляет очень низкую, практически нулевую, ударную вязкость сталей со структурой высокоуглеродисто- го низколегированного нестабильного аустенита даже для образцов без надреза. Склонность таких материалов к хрупкому разрушению может быть значительно снижена изо- термической обработкой при температурах около 250 оС. Например, при изотермической обработке ста- ли 120Г3С2 (1,2 % C; 3,5 % Mn; 2 % Si), закаленной от 1000 оС (100 % аустенита), происходит бейнитное превращение с формированием тонких длинных пластин α -фазы при сохранении большого количества аустенита (рис. 1, а). Это позволяет значительно повысить прочность материала при изгибе и сохранить пластичность на том же уровне (рис. 1, б) [6]. Ударная вязкость также увеличивается, примерно до 25 Дж/см2. Недостатком такой обработки является достаточно длительная выдержка при 250 оС. Для завер- шения бейнитного превращения аустенита стали указанного состава необходимо 8 суток. Однако пре- вращение может быть ускорено, если температуру Мн повысить так, чтобы при закалке появилось неко- торое количество мартенсита. Поля упругих напряжений вокруг мартенсита ускоряют диффузионное пе- рераспределение углерода и, соответственно, бейнитное превращение [6]. Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 45 а б Рис. 1 – Структура (а) и прочность при статическом изгибе (б) стали 120Г3С2 (3,5 % Mn) после закалки от 1000 оС и последующего изотермического превращения при 250 оС 8 суток [6] Температура Мн может быть повышена уменьшением содержания легирующих элементов в ау- стените перед закалкой. Поэтому содержание марганца в стали 120Г3С2 было уменьшено до 2,5 % при сохранении концентрации углерода и кремния на том же уровне. После закалки от 1000 оС в структуре наряду с аустенитом присутствует около 13 % мартенсита (рис. 2, а), поскольку температура Мн в этом случае повышена до 33 оС. Дальнейшая выдержка при 250 оС до 4 суток позволяет получить мартенсито- аустенито-бейнитную структуру при сохранении высокой износостойкости [6]. а б Рис. 2 – Структура стали 120Г3С2 (2,5 %Mn) после закалки от 1000 оС (а) и выдержки при 250 оС 4 суток (б) [6] Количество мартенсита после закалки можно варьировать в очень широких пределах, изменяя температуру нагрева в диапазоне от Ас1 до АСТ. Естественно ожидать, что при различном количестве мартенсита скорость и полнота бейнитного превращения будут также различными. С практической точ- ки зрения время превращения должно быть минимизировано при сохранении износостойкости материала на приемлемом уровне. Постановка задачи Задачей данной работы явилась оптимизация режима термической обработки стали 120Г3С2 по схеме «закалка + изотермическая выдержка». Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 46 Методика проведения исследований Исследования проводили на стали 120Г3С2 следующего химического состава (масс. %): C Mn Si Cr Cu Ni P S 1,22 2,58 2,03 0,16 0,44 0,06 0,029 0,009 Термообработку образцов проводили в лабораторной печи сопротивления СУОЛ 0,25.1.1/12МР- Н3 с нихромовыми нагревателями. При измерении температуры датчиком служила термопара ХА, уст- ройством обработки сигналов - потенциометр А-565-003-02. Изотермическую выдержку при 250 оС про- водили в печи сопротивления с автоматическим поддержанием температуры [7]. Испытания на АИ по ГОСТ 17367-71 проводили на электрокорундовом абразивном полотне ВСУ2 14А 6П С (ГОСТ 27181-86) по схеме «pin-on-drum» [8]. Размер зерен основной фракции составлял 63-80 мкм, максимально допустимый размер не превышал 100 мкм (ГОСТ 3647-80). Износ образцов и эталона определяли по потере массы с погрешностью 0,0002 г (весы АДВ-200). Твердость образцов по Виккерсу измеряли с помощью твердомера ТВП-5012. Микроструктуру исследовали с помощью электронного микроскопа SUPRA 40-25-58. Результаты экспериментов и обсуждение Зависимость твердости от температуры закалки стали 120Г3С2 представлена на рис. 3. Первые пробные закалки проводили от температур заведомо ниже Ас1 для точного определения температуры фа- зового превращения. Это позволило установить температуру закалки на максимальную твердость (760 оС). Повышение температуры закалки приводит к увеличению содержания аустенита в структуре и, соответственно, снижению твердости стали в закаленном состоянии. Рис. 3 – Зависимость твердости закаленной стали 120Г3С2 от температуры нагрева под закалку Рис. 4 – Зависимость твердости от времени выдержки при 250 оС образцов стали 120Г3С2, закаленных от различной температуры. Температура закалки: 1 – 760 оС; 2 – 850 оС; 3 – 900 оС; 4 – 950 оС; 5 – 1000 оС Изотермическая выдержка образцов, закаленных от 760 оС и 850 оС, показала, что во всем диапа- зоне времени выдержки (до 11 и 5 суток соответственно) не происходит увеличения твердости (рис. 4, кривые 1, 2). Микроструктура образцов после выдержки представлена на рис. 5. Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 47 а б Рис. 5 – Микроструктура стали 120Г3С2 после закалки и изотермической выдержки: а – закалка от 760 оС, выдержка 11 суток; б – закалка от 850 оС, выдержка 5 суток В образцах, закаленных от 900 оС, 950 оС и 1000 оС (рис. 4, кривые 3, 4, 5) повышение твердости при изотермической выдержке явно выражено, что свидетельствует о прохождении бейнитного превра- щения. Максимальная твердость 500 HV достигается на образце, закаленном от 900 оС, уже через одни сутки после начала выдержки. а б в Рис. 6 – Микроструктура стали 120Г3С2 после закалки и изотермической выдержки: а – закалка от 900 оС, выдержка 92 час.; б – закалка от 950 оС, выдержка 114 час; в – закалка от 1000 оС, выдержка 114 час Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 48 Анализ микроструктур, полученных после завершения превращения образцов, закаленных при температурах 900 оС, 950 оС и 1000 оС, показывает (рис. 6), что во всех образцах присутствует значи- тельное количество бейнита, однако размеры структурных составляющих различаются в зависимости от температуры закалки. Наиболее дисперсная мартенсито-аустенито-бейнитная структура получена в об- разце, закаленном от 900 оС. Обращает на себя внимание почти полное отсутствие избыточных карбидов. В структуре различаются лишь отдельные нерастворенные остатки карбидной фазы (рис. 6, а). Примеча- тельно, что увеличение температуры закалки всего лишь на 50 оС – с 850 оС до 900 оС – приводит к рез- кому уменьшению количества карбидной фазы в структуре ( рис. 5, б и 6, а). При увеличении температуры закалки до 950 оС и 1000 оС и последующей изотермической вы- держке также происходит бейнитное превращение, однако структура значительно укрупняется (рис. 6, б, в). Увеличивается также время превращения, и снижается твердость материала после изотермической обработки (рис. 4, линии 3, 4, 5). Таким образом, как с практической точки зрения, так и с точки зрения качества структуры, оп- тимальным режимом термообработки является закалка от 900 оС и изотермическая выдержка при 250 оС в течение 1 - 2 суток. В результате обработки достигается твердость на уровне 500 HV. Такой режим по- зволяет минимизировать температуру нагрева под закалку, значительно уменьшить время изотермиче- ской выдержки и получить достаточно высокую твердость, что может оказаться немаловажным во мно- гих случаях изнашивания, когда смятие поверхности трения нежелательно или недопустимо. Для проведения испытаний на абразивное изнашивание изготовлены новые образцы из стали 120Г3. Образцы обработаны по режимам: - закалка от 900 оС; - закалка от 900 оС, изотермическая выдержка при 250 оС 1 сут; - закалка от 900 оС, изотермическая выдержка при 250 оС 2 сут. Твердость образцов после обработки показана на рис. 7 (столбцы 6, 7, 8) в сравнении с твердо- стью известных материалов. Относительная износостойкость термообработаных образцов при испытаниях на АИ показана на рис. 8 (столбцы 6, 7, 8) в сравнении с относительной износостойкостью известных материалов. Рис. 7 – Твердость HV различных материалов после различной обработки: 1 – армко-железо отожженное; 2, 3, 4 – сталь У8, закалка без отпуска, отпуск при 150 оС, отпуск при 300 оС соответственно [3]; 5 – 120Г3С2, закалка от 1000 оС [6]; 6 – 120Г3С2 закалка от 900 оС; 7, 8 – 120Г3С2, изотермическая выдержка при 250 оС 1 сут. и 2 сут. соответственно Столбец 1 на рис. 7, 8 соответствует армко-железу в отожженном состоянии. Его относительная износостойкость равна единице, поскольку этот материал используется в качестве эталонного. Столбцы 2, 3, 4 соответствуют стали У8 после закалки от 800 оС и отпуска при 150 оС и 300 оС. Необходимо отметить, что после закалки износостойкость стали У8 достаточно высока, но практически использовать такой материал затруднительно в связи с очень высокой хрупкостью. Отпуск же заметно снижает износостойкость, поэтому практически достижимым уровнем износостойкости для сталей со структурой мартенсита является износостойкость стали У8 после закалки и низкого отпуска. Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 49 Рис. 8 – Относительная износостойкость при АИ по ГОСТ 17367-71 различных материалов после различной обработки: 1 – армко-железо отожженное; 2, 3, 4 – сталь У8, закалка без отпуска, отпуск при 150 оС, отпуск при 300 оС соответственно [3]; 5 – 120Г3С2, закалка от 1000 оС [6]; 6 – 120Г3С2 закалка от 900 оС; 7, 8 – 120Г3С2, изотермическая выдержка при 250 оС 1 сут. и 2 сут. соответственно Столбец 5 на рис. 7, 8 соответствует стали 120Г3С2 после закалки от 1000 оС. Необходимо отме- тить, что твердость данной стали после закалки может изменяться в пределах 220 … 280 HV из-за воз- можных колебаний содержания марганца. Например, при закалке стали с содержанием марганца 2,5 % (точка Мн ~ 30 оС [6]) твердость оказывается выше (рис. 3, 4) в связи с наличием мартенсита в структуре (см. рис. 2, а). Износостойкость стали 120Г3С2 после закалки от 1000 оС находится практически на верхнем пределе для металлической матрицы нелегированных и легированных сплавов на основе железа [3]. Од- нако, как было сказано выше, использование такого материала в некоторых случаях может быть затруднено. Обработка стали 120Г3С2 по режиму «закалка от 900 оС + изотермическая выдержка при 250 оС» обладает несколькими преимуществами. 1. Снижается температура нагрева под закалку с 1000 оС до 900 оС. Это позволяет снизить расход электроэнергии на термообработку, а также продлить ресурс оборудования, поскольку температура 1000 оС является предельной для длительной работы печей с нихромовыми нагревателями. 2. Структура содержит отпущенный мартенсит и нестабильный аустенит в соизмеримом соот- ношении. Это позволяет значительно расширить возможную область применения данного материала, по- скольку не всегда при изнашивании абразивом полностью аустенитная структура оказывается наиболее износостойкой [9]. Несмотря на несколько меньшую износостойкость по сравнению с полностью аусте- нитной структурой в стандартизованных условиях испытаний (рис. 8, столбцы 5, 6), сталь 120Г3С2 после закалки от 900 оС может оказаться более износостойкой в других условиях, например, условиях смешан- ного многоциклового и малоциклового изнашивания. 3. После дополнительной изотермической выдержки износостойкость стали 120Г3С2, закален- ной от 900 оС, хотя и снижается (рис. 8, столбцы 7, 8), но остается существенно выше износостойкости отпущенного мартенсита (см. рис. 8, столбцы 3, 4) при гораздо меньшей хрупкости. Таким образом, определен оптимальный режим термической обработки стали 120Г3С2 по схеме «закалка+изотермическая выдержка». Закалку необходимо проводить от 900 оС, изотермическую вы- держку при температуре 250 оС в течение 1 - 2 суток. Точное время изотермической выдержки может быть скорректировано для конкретных условий эксплуатации детали. Выводы Исследованы структура, твердость и износостойкость при АИ стали 120Г3С2 после закалки от различной температуры в диапазоне 760 … 1000 оС и последующей изотермической выдержки при 250 оС. Установлено, что после закалки от 900 оС скорость превращения при изотермической выдержке максимальна. Уже через 1 сутки твердость образцов выходит на уровень 500 HV и в дальнейшем изменя- ется несущественно. Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 50 Износостойкость стали после закалки от 900 оС, а также после закалки и изотермической вы- держки 1 - 2 суток значительно превышает износостойкость отпущенного мартенсита. Дальнейшие исследования могут быть направлены на изучение механических свойств материала после данной обработки, а также возможных вариантов его практического использования. Также представляют интерес испытания стали 120Г3С2 после аналогичной обработки в смешан- ных условиях абразивного изнашивания при совместном прохождении малоциклового и многоциклового процессов разрушения поверхности трения. Литература 1. Ефременко В.Г. Влияние фазового и структурного состояния сплавов на основе железа на из- носостойкость в условиях помола высокоабразивного материала / В.Г. Ефременко, Ф. К. Ткаченко, Т. А. Ерёменко // Вестник Приазовского гос. техн. ун-та. – 2003. – № 13. – С. 113-117. 2. Коваль А.Д. Принципы создания мелющих тел повышенной износостойкости. Часть 1. Изно- состойкость сплавов на основе железа при абразивном изнашивании / А.Д. Коваль, В.Г. Ефременко, М.Н. Брыков, М.И. Андрущенко, Р.А. Куликовский, А.В. Ефременко // Трение и износ. – Т.33. – №1. – С. 52-61. 3. Брыков М.Н. Износостойкость сталей и чугунов при абразивном изнашивании : Научное изда- ние / М.Н. Брыков, В.Г. Ефременко, А.В. Ефременко. – Херсон : Гринь Д.С., 2014. – 364 с. 4. Брыков М. Н. Механизм упрочнения нестабильного аустенита при пластической деформации / М.Н. Брыков, В.Е. Ольшанецкий // Нові матеріали і технології в металургії та машинобудуванні. – 2009. – № 2. – С. 23-26. 5. Hesse O. Zur Festigkeit niedriglegierter Stähle mit erhöhtem Kohlenstoffgehalt gegen abrasiven Ver- schleiß / O. Hesse, J. Merker, M. Brykov, V. Efremenko // Tribologie + Schmierungstechnik. – 2013. - № 6. – S.37-43. 6. Hesse O. Bainit in Stählen mit hohem Widerstand gegen Abrasivverschleiß / O. Hesse, J. Liefeith, M. Kunert, A. Kapustyan, M. Brykov, V. Efremenko // Tribologie + Schmierungstechnik. – 2016. - № 2. – S.5-13. 7. Коваль А.Д. Исследование кинетики образования нижнего бейнита в структуре высокоуглеро- дистой низколегированной стали / А.Д. Коваль, М.Н. Брыков, А.Е. Капустян, Д.Н. Тимофеенко // Нові матеріали і технології в металургії та машинобудуванні. – 2011. – № 1. – С. 17-21. 8. Брыков М. Н. Оптимальная схема стандартных испытаний металлических материалов на из- нашивание закрепленным абразивом / М.Н. Брыков // Нові матеріали і технології в металургії та машинобудуванні. – 2003. – № 1. – C. 86-89. 9. Брыков Н. Н. Определение типа сплава и его оптимального структурного состояния для раз- личных заданных условий изнашивания / Н.Н. Брыков, М.Н. Брыков // Problems of Tribology. – 2004. – № 1. – C. 46-53. Поступила в редакцію 03.10.2016 Влияние режимов закалки и изотермической обработки на структуру и износостойкость высокоуглеродистой низколегированной стали Проблеми трибології (Problems of Tribology) 2016, № 3 51 Brykov M.N., Prokopchenko A.A., Efremenko V.G. Effect of quenching and isothermal processing conditions on the structure and wear resistance of high-carbon low-alloy steel. The aim of the research presented was the heat treatment optimization of 120Mn3Si2 steel on a "quenching + iso- thermal holding" process. Investigated are the structure, hardness and wear resistance of this steel after quenching from dif- ferent temperatures in the range 760 ... 1000 ° C followed by isothermal holding at 250 ° C. It is found that after quenching from 900 °C the rate of bainite transformation is maximal. Hardness of samples reaches the level of 500 HV within 1 day during isothermal holding, and changed insignificantly at subsequent treatment. As a result of this treatment the martensite- austenite-bainite structure with little or no carbide phase is formed. Attention is drawn to the almost complete absence of ex- cess carbides. Only a few remnants of undissolved carbide phase are visible in the structure. The wear resistance of steel after optimal treatment is much higher than the wear resistance of the martensite. Further work may be aimed at the study of the mechanical properties of 120Mn3Si2 steel after this treatment, as well as ways for its practical use. Also of interest are the tests of 120G3S2 after a similar treatment in the mixed conditions of abrasive wear with the simultaneous impact of low-cycle and high-cycle fatigue of the friction surface. Keywords: abrasive wear, steel, isothermal treatment, bainite, wear resistance. References 1. Efremenko V.G., Tkachenko F.K., Eremenko T.A. Vliyanie fazovogo i strukturnogo sostoyaniya splavov na osnove zheleza na iznosostojkost' v usloviyah pomola vysokoabrazivnogo materiala, Vestnik Pria- zovskogo gos. tekhn. un-ta, 2003, No 13, pp.113-117. 2. Koval A.D., Efremenko V.G., Brykov M.N., Andrushchenko M.I., Kulikovskii R.A., Efremenko A.V. Principles for developing grinding media with increased wear resistance. Part 1. Abrasive Wear Resistance of iron-based alloys, Journal of friction and wear, 2012, V.33, No 1, pp. 39-46. 3. Brykov M.N., Efremenko V.G., Efremenko A.V. Iznosostojkost' stalej i chugunov pri abrazivnom iznashivanii, Herson : Grin' D.S., 2014, 364 p. 4. Brykov M.N. Mekhanizm uprochneniya nestabil'nogo austenita pri plasticheskoj deformacii, Novі materіaly і tekhnologіi v metalurgіi ta mashinobuduvannі, 2009, No 2, pp.23-26. 5. Hesse O. Zur Festigkeit niedriglegierter Stähle mit erhöhtem Kohlenstoffgehalt gegen abrasiven Ver- schleiß / O. Hesse, J. Merker, M. Brykov, V. Efremenko // Tribologie + Schmierungstechnik. – 2013. - № 6. – S.37-43. 6. Hesse O. Bainit in Stählen mit hohem Widerstand gegen Abrasivverschleiß / O. Hesse, J. Liefeith, M. Kunert, A. Kapustyan, M. Brykov, V. Efremenko // Tribologie + Schmierungstechnik. – 2016. - № 2. – S.5-13. 7. Koval A.D., Brykov M.N., A. Kapustyan A.E., Timofeenko D.N. Issledovanie kinetiki obrazovaniya nizhnego bejnita v strukture vysokouglerodistoj nizkolegirovannoj stali, Novі materіaly і tekhnologіi v meta- lurgіi ta mashinobuduvannі, 2011, No 1, pp.17-21. 8. Brykov M.N., Optimal'naya skhema standartnyh ispytanij metallicheskih materialov na iznashivanie zakreplennym abrazivom, Novі materіaly і tekhnologіi v metalurgіi ta mashinobuduvannі, 2003, No 1, pp.86-89. 9. Brykov M.N., Brykov N.N. Opredelenie tipa splava i ego optimal'nogo strukturnogo sostoyaniya dlya razlichnyh zadannyh uslovij iznashivaniya, Problemy trybologіi (Problems of tribology). Khmel'nyts'kyi, KhNU, 2004, No 1, pp.46-53.