Исследование влияния режима термической обработки на микроструктуру и твердость труб из хромоникельмолибденовой стали с высокоустойчивым аустенитом

Легированные стали, подвергаемые закалке с отпуском, применяются для изготовления ответственных тяжело нагружаемых деталей машин. Наиболее часто в машиностроении данные изделия подвергаются закалке с высоким отпуском (улучшение). Такая термическая обработка при рационально выбранном составе стали обеспечивает наиболее высокую прочность деталей и изделий в сочетании с высокой пластичностью, вязкостью и малой склонностью к хрупким разрушениям [1–3].

Легирующие элементы в улучшаемых конструкционных сталях, имея многоцелевое назначение, прежде всего обеспечивают необходимую прокаливаемость изделия, которая определяется устойчивостью переохлажденного аустенита [1, 4–6]. Влияние легирующих элементов на кинетику перлитного превращения связано с тем, что они, замедляя диффузию, позволяют значительно увеличить степень переохлаждения аустенита, т. е. понизить температуру превращения А–П. Кроме того, они снижают не только скорость превращения, но и скорость образования карбидов [7, 8]. Легирование никелем наряду с содержанием карбидообразующих элементов (молибден, хром и ванадий) обеспечивает образование однородного мелкоигольчатого

Рис. 1. Микроструктура образца от труб из стали 38ХН3МФА в горячедеформированном состоянии, х 1000

Fig. 1. Microstructure of a sample of 38KhN3MFA steel pipes in a hot-deformed state, х 1000

март ен с и та в м и крос тру к ту ре б е сшовн ы х г о-рячед е ф орми рован ны х тру б с толщ и н ой с те нки до 36 мм п ри охлажде н и и в ш и рок ом и нтервале с к ор ос те й , в т ом чи с ле на с п о к ой н ом в озд у хе б е з и с п ользов ан и я д оп олн и те льн ы х охлаждающих сред (рис. 1). При э том ра спа д п о д и ф фузи он н ому ме ха н и зму с у щ е с тв е н н о затруднен [9–11].

В ысок ая тв е рд о с ть образу ю щ е гос я ма ртенсита (до 415 Н В в горя че де ф ормиров а н н о м сос тоян ии ) ос л ожн яе т о тд е лк у и ме ха н и ч еск ую об раб отк у б е с шов н ых тру б и з хромон ике льмо ли б де н ов ых с т а лей с в ыс окоу с той чив ы м а у с те н и том к ак п олу фа б ри ка тов д л я да льн е йш е г о п рои зв од с т в а тяже лона гру жа е-мы х д е та л е й . Д а н н ый ф ак т д е ла ет необходимы м п роведе н ие п ромежу точн ой те рми че с к о й о б ра ботк и тру б , ос н ов н ой ц е лью к отор ой явл яе тс я с н и же н и е тв е рдос ти д о зн а че н и й , о б е с п е чи в аю щ и х и х механ и че с к у ю об раб отк у (в с оотв е тс тв и и с НД н а п род у к ц и ю – не более 269 НВ).

В н аст о я щей р або т е пр едст авл ен ы результ ат ы м ет ал л о г р аф ич еско г о иссл едо вания х ромоникельмолибденовой стали 38 ХН 3 М ФА при р аз л ич ны х вар иант ах т ерм ич еской о бр або т ки, напр авл енны х на сниж ени е е е т вер до ст и .

Материал и методы исследования

М атериа л а м и для и сследова н ия п о с луж или о б р а зцы бе сш овн ых т ру б , полученных м е т одом го ряч е й прокатк и, и з с р е дн е угл ер о д ис то й х ро мо н ик е ль м олибд ен овой с т а ли 3 8Х Н 3 МФ А с хи м и че ск и м с оста в ом в соо тветствии с ГОСТ 4543–2016 [1 2 ]. Образцы от г оря чед еформи ров а н н ых тру б подв е рга ли сь 22

термической обработке в лабораторных муфельных электропечах SNOL 6,7/1300.

Образцы размером 36 ×30 ×25 мм подвергались нагреву до температуры 680 °С при различных выдержках с последующим охлаждением на спокойном воздухе. Также был реализован нагрев образцов до температур 740 и 710 °С продолжительностью 1,5 ч с изотермической выдержкой 6,5 и 11,5 ч при температуре 680 °С. Охлаждение до температуры изотермической выдержки во всех случаях производилось со скоростью 20–35 °С/мин с помощью переноса в другую печь.

Для исследования микроструктурных составляющих применялся оптический микроскоп Zeiss Axiovert 40 MAT. Для травления образцов использовали 4%-ный раствор азотной кислоты в спирте.

Измерение твердости термообработанных образов проводилось по методу Бринелля при нагрузке 3000 кгс шариком диаметром 10 мм согласно ГОСТ 9012–59 с использованием твердомера Affri LD3000.

Результаты, их анализ и обсуждение

Традиционным видом термической обработки для снижения твердости проката из сталей мартенситного класса является высокий отпуск («низкий отжиг») при температурах несколько ниже точки А1 [1, 13–15]. С использованием экспериментальных данных было получено уравнение регрессии, описывающее влияние времени выдержки (τ) в процессе высокого отпуска трубных образцов из исследуемой стали на ее твердость (НВ):

НВ = 303,74 – 0,8442τ.               (1)

Оп ти ма ль ны й р е зул ьта т п ри д а н н ом ва р ианте те рмообра б от к и был д ос тигн у т в п р о ц ес с е в ыд ерж к и п род о лжи те л ьн ос ть ю 58 ч (табл. 1, опытный режим № 1 ) . По р е зул ьт а там м ет алл ографи чес к о го и с след ов а н и я ус т а н ов л е н о, что п роц е с с ы ра с п а да ма рте н с и т а п ол н ос тью з ав е рше н ы, м и к рос тру к тура представлена одно род н ым зе р ни ст ы м п е рли том со сфе р ои д и зиров а н н ыми к арб и д а ми ( ри с . 2а).

Далее было рассмотрено влияние термической обработки по режиму изотермического отжига на сфероидизацию структуры стали мартенситного класса. Установлено, что нагрев до температуры выше точки А 1 с последующим регламентированным охлаждением и изотермической выдержкой при температуре 680 °С более эффективно снижает твердость образцов горячедеформированных труб. Так,

Таблица 1

Параметры отжига и твердость трубных образцов из стали 38ХН3МФА

Table 1

Annealing parameters and hardness of pipe samples made of 38KhN3MFA steel

Номер опытного режима ТО	Пара ме тры т е рми че ск ой об ра ботк и					НВ 10/3000
	Первая ступ е н ь нагрева		Изотермическая выдержка		τо б щ, ч
	T ст1 , °С	τ ст1 , ч	T ст2 , °С	τ ст2 , ч		1	2	3
1	680	58	–	–	58	255	252	255
2	740	1,5	680	5	6,5	313	321	317
3	740	1,5	680	10	11,5	260	260	269
4	710	1,5	680	10	11,5	255	255	260

a)

c)

d)

Рис. 2. Микроструктура образцов от труб из стали 38ХН3МФА после термической обработки: а - режим № 1; b - режим № 2; c - режим № 3; d - режим № 4, х 500

Fig. 2. Microstructure of samples from 38KhN3MFA steel pipes after heat treatment:

a - mode No. 1; b - mode No. 2; c - mode No. 3; d - mode No. 4, х 500

по результатам проведения пятичасовой изотермической выдержки твердость снижается на 94–102 НВ (табл. 1, опытный режим № 2), а с увеличением выдержки до 10 ч – на 146– 155 НВ и составляет 260–269 НВ (табл. 1, опытный режим № 3).

В микроструктуре стали после термообработки по режиму № 2 матрица представлена сфероидизированным перлитом, при этом сохраняется выраженная направленность карбидов вдоль рядов бывших мартенситных игл (рис. 2b).

Полученные изображения микроструктуры исследуемой стали после изотермического отжига общей продолжительностью 11,5 ч (опытный режим № 3) свидетельствуют о полном распаде в перлитной области с образованием зернистого перлита (рис. 2c).

Экспериментальные данные, полученные после изотермического отжига по режиму № 4, показали, что снижение температуры выдержки с 740 до 710 °С позволяет увеличить статистическую стабильность обеспечения твердости после термической обработки (табл. 1, опытный режим № 4). При прочих равных с режимом № 3 условиях термообработки корректировка температуры позволяет добиться большей однородности микроструктуры, что может быть объяснено более высокой долей нерастворившихся карбидов, оказывающих зародышевое влияние на образование зернистого перлита вблизи температуры А1 (рис. 2d).

Выводы

• 1.    Проведены исследования влияния температурно-временных параметров высокого отпуска и изотермического отжига трубных образцов из среднеуглеродистой хромоникельмолибденовой стали мартенситного класса на их твердость и микроструктуру.

• 2.    Определено, что оптимальным режимом термообработки, позволяющим снижать твердость исследованного материала до значений, обеспечивающих его механическую обработку, является изотермический отжиг при температуре 710 °С с последующим регламентированным переохлаждением и выдержкой вблизи А 1 (680 °С). Установлено, что в случае реализации данного способа ТО общее время отжига трубных образцов сокращается на 80 % относительно термообработки по режиму высокого отпуска при температуре выдержки ниже критической точки А₁.

• 3.    По результатам металлографических исследований определено, что микроструктура трубных образцов после изотермического отжига, а также высокого отпуска имеет вид зернистого перлита. При этом на ее однородность влияет не только время выдержки в подкритической области, но и температура нагрева выше критической точки А₁.