Экспериментальная часть Материалы исследований

3.1 Материалы исследований

Для экспериментов использовались следующие материалы: вал низкой жесткости из конструкционной стали 40Х (ГОСТ 4543-71). Все образцы были предоставлены ЦЗЛ АО «АрселорМиттал Темиртау», г. Темиртау.

В качестве объекта исследования были выбраны образцы вала с наружным диаметром 40 мм, длиной 150 мм из стали 40Х. Сталь 40Х на рисунке 2.1, где процентное содержание углерода меньше процентного содержания хрома. 40Х содержит в среднем 0,36-0,44 % углерода, Х – указывает на содержание хрома в стали – до 0,8-1,1 %. Хром в металле способствует его стойкости к агрессивной окисляющей среде и придает ему способность не ржаветь, также хром влияет на механические свойства стали 40Х, переводя ее в разряд конструкционных. Чтобы достичь нужной пластичности при закалке стали 40Х, необходимо обеспечить сильный прогрев ее в муфельной печи до заданных температур. Остужать материал также нужно в определенном режиме для достижения необходимой твердости структуры. 

Рисунок 2.1 - Химический состав стали 40Х.

Механические свойства стали 40Х в зависимости от температуры отпуска представлены в таблице 2.1.

Таблица 2.3.2 - Температура критических точек стали 40Х.

На рисунке 2.2 представлена микроструктура стали 40Х до проведения закалки.

Рисунок 2.2 – Микроструктура стали 40Х

3.2 Условия и порядок проведения экспериментов

Из проката стали 40Х, толщиной 40 мм, вырезали образцы, размером 40×10 мм в количестве 15 шт. У подготовленных таким образом образцов проводили поочередное термообработку по предлагаемому способу партий заготовок (по 5 шт.) на трех различных режимах.

Первую №1 заготовок на первой стадии – помещали в муфельную печь деталь и нагревали при температуре 1000°С в течение 90 с, затем, на второй стадии - заготовки подстуживали в течение 10 секунд на воздухе, сбавляли мощность печи на 20-25% и осуществляли их нагрев под закалку при температуре 750°С в течение 30 с, после чего проводили закалку, помещая заготовки в расплав щелочной ванны при температуре 260-280°С (температура начала мартенситного превращения для стали 40Х составляет 260-320°С), после извлечения из ванны и окончательно охлаждали на воздухе

Партию №2 заготовок на первой стадии – помещали в муфельную печь деталь и нагревали при температуре 1000°С в течение 120 с, затем, на второй стадии - заготовки подстуживали в течение 10 секунд на воздухе, сбавляли мощность печи на 20-25% и осуществляли их нагрев под закалку при температуре 750°С в течение 30 с, после чего проводили закалку, помещая заготовки в расплав щелочной ванны при температуре 260-280°С, после извлечения из ванны и окончательно охлаждали на воздухе

Партию №3 заготовок на первой стадии – помещали в муфельную печь деталь и нагревали при температуре 1000°С в течение 150 с, затем, на второй стадии - заготовки подстуживали в течение 10 секунд на воздухе, сбавляли мощность печи на 20-25% и осуществляли их нагрев под закалку при температуре 750°С в течение 30 с, после чего проводили закалку, помещая заготовки в расплав щелочной ванны при температуре 260-280°С, после извлечения из ванны и окончательно охлаждали на воздухе.

Полученные образцы после термообработки в разных временных промежутках, были обработаны в шлифовальных станках типа Makita GB801, которые в свою очередь обеспечивает высокую точность и чистоту покрытия обработанных шлифованием изделий. Шлифованием можно добиться точности размера до 1-2 мкм при соблюдении термоконстантной среды в помещении, в общем случае точность обработки составляет порядка 10 мкм. Шероховатости достигаются в пределах Ra (среднее арифметическое отклонение профиля) 1 – 0,32 мкм.

Из полученных образцов вырезались темплеты (плоский образец) для металлографического анализа, готовились шлифы.

3.3 Обработка и анализ результатов исследований

Использование поверхностной термомеханической обработки (ПТМО) позволяет улучшить комплекс механических свойств многих конструкционных сталей [1]. Особенность этой обработки заключается в эффективном ослаблении развития многих видов интеркристаллитной хрупкости поверхности стали. В настоящей работе рассматривается влияние ПТМО на свойства стали 40X.

Структуру образцов изучали с использованием оптической и электронной сканирующей микроскопии. Рентгеновскую съемку в железном излучении проводили на аппарате ДРОН 4-0,7, снабженном аппаратно-программным комплексом для автоматического управления дифрактометром и регистрации результатов.

Микроструктурное исследование не установило наличие δ-феррита в исследованной плавке. После нагрева на 1000 °С аустенитное зерно оценивалось 7–8 баллами. Как после осадки, так и механической обработки признаков рекристаллизации, которая была подавлена при деформации, но могла получить определенное развитие при паузах между окончанием деформирования и началом закалки, не обнаружено. На границах зерен деформированных образцов наблюдалась слабо выраженная зубчатость, характерная для ТМО. Рентгеноструктурный анализ зафиксировал присутствие в закаленной стали 40X весьма незначительного количества остаточного аустенита в образцах – около 0,5 %.

После ПТМО параметр решетки мартенсита уменьшался, и в тем большей мере, чем ниже время выдержки образцов. Этот эффект можно связать с тем, что во время проведения термомеханической обработки происходит выделение карбидной фазы и обеднение аустенита с углеродом. Деформированные образцы, несмотря на меньшее содержание углерода в мартенсите, имели большие значения уширения интерференционных линий, что в основном обусловлено наследованием мартенситом из горячедеформированного аустенита повышенной плотности дислокаций и связанным с этим увеличением уровня микроискажений кристаллической решетки.

Увеличение времени выдержки детали с 90 до 120 секунд судя по изменению уровня напряжений течения должно приводить к более значительному повышению плотности дислокаций и, следовательно, вызывать большие уширения интерференционных линий. Меньшее их уширение после выдержки детали 90 сек. по сравнению с деформацией при 120 сек. также как и меньшие значения параметра решетки мартенсита, по-видимому, обусловлено более интенсивных развитием карбидо образования при осуществлении ТМО.

При 90-120 секунд нагрева детали и дополнительно 30 секундном отпуске вплоть до 750 °С, когда сохраняется высокий уровень прочности закаленной стали и имеет место эффект вторичного твердения, ТМО обеспечивает небольшой дополнительный прирост твердости (15–25 HV). При отпуске при более высоких температурах, сопровождающемся интенсивным разупрочнением стали, различие в твердости деформированных и недеформированных образцов становится еще менее значительным.

В случае 120-150 секунд нагрева детали и дополнительно 30 секундном отпуске до 750 °С образцы, подвергнутые ТМО, имеют более высокие пределы текучести и прочности (см. таблицу 1). Но эффект дополнительно термомеханического упрочнения весьма невелик, причем он несколько уменьшается при снижении температуры, когда происходит интенсификация карбидообразования при осуществлении ТМО.

Увеличение прочности при ПТМО сопровождается небольшим снижением характеристик пластичности. В то же время в режиме ПТМО обеспечивают заметное повышение ударной вязкости высоко отпущенной стали, причем наибольший ее рост наблюдается после прокатки при 1000 °С.

Для оценки влияния ТМО на развитие обратимой отпускной хрупкости заготовки после 90, 120, 150 секундах отпуска при 1000 °С подвергали 30 секундному нагреву на 750 °С. Испытания ударной вязкости в широком интервале температур показали, что такой провоцирующий нагрев сопровождался существенным охрупчиванием стали. Судя по положению сериальных кривых KCV ее температура вязкохрупкого перехода лежит в области положительных температур (рис. 2). Образцы лишь при +100 °С претерпевают преимущественно вязкое транскристаллитное разрушение поверхности детали: изломы имеют ямочное дуплексное строение. Но даже в этом случае в средней части изломов встречаются в небольшом количестве хрупкие зернограничные фасетки. При снижении температуры испытания до комнатной температуры изломы образцов становятся полностью хрупкими интеркристаллитными (рис. 3, а).