Условия сохранения горячего наклепа в штамповой стали с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации

Введение

Считается, что стойкость сталей на основе α-железа при температурах разогрева порядка 690 – 700 °С является предельной. Поэтому наиболее теплостойкие штамповые стали типа 5Х3В3МФС, 3Х2В8Ф (DIN: X30WCrV9-3, AISI/SAE: H21 или H21A), 4Х2В5МФ и 4Х2В4ФС с повышенным содержанием вольфрама ограничены рабочими температурами горячего прессования до 660 – 680 °С [1 – 3]. Еще ниже рабочие температуры безвольфрамовых сталей типа 70Х3Г2ФТР или 4Х5МГФС [4; 5]. Несколько выше рабочие температуры у аустенитных сталей, однако они характеризуются низкой технологичностью [6 – 8].

Еще в 1980-х годах Озерским А.Д. и Кругляковым А.А. были разработаны штамповые стали с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации (стали с РАПЭ) – безвольфрамовые стали на основе α-железа для горячей обработки давлением при рабочих температурах до 750 – 800 °С [9 – 11]. Высокая стойкость прессового инструмента и его длительный ресурс обеспечиваются за счет способности этих сталей сохранять горячее деформационное упрочнение (горячий наклеп) [12; 13]. Это обстоятельство и отличает стали с РАПЭ от традиционных легированных сталей, склонных к разупрочнению при высоких температурах. Основная причина разупрочнения – развитие процессов возврата и динамической рекристаллизации [14 – 16]. Следствие этого – изменение формы кривых растяжения при высоких температурах [17; 18].

Экспериментально склонность к горячему наклепу в сталях с РАПЭ проверяли при термомеханической обработке, включающей предварительную деформацию при более низкой температуре и основную деформацию при более высокой температуре [19 – 21]. Уровень упрочнения, достигнутый на стадии предварительной деформации, сохранялся и усиливался на стадии основной деформации. Однако в этих работах температура предварительной деформации была ограничена 450 °С, а температура основной деформации – 750 °С. Таким образом, температурные диапазоны проявления горячего упрочнения в таких сталях систематически не были изучены. Этот вопрос важен для выбора температур предварительного упрочнения штампа и рабочих температур, обеспечивающих наиболее эффективную и длительную эксплуатацию штампового инструмента.

Цель настоящей работы – изучение влияния температуры горячей деформации на характер горячего упрочнения в штамповой стали с РАПЭ на примере среднеуглеродистой стали системы Fe – C – Si – Cr – Ni – Mn –  Mo – V – Ti – Nb.

Материалы и методики исследования

Для исследования взята штамповая сталь с РАПЭ типа 4Х2Н3М2Г4ФТБС [22] после смягчающей термической обработки на твердость ~34 HRC.

Термомеханическую обработку (ТМО) проводили на закалочно-деформационном дилатометре DIL 805 A/D, при этом использовали цилиндрические образцы высотой 10 мм и диаметром 5 мм. Термомеханическая обработка состояла из следующих этапов:

– аустенизация при 1150 °С в течение 15 мин;

– выдержка 15 мин и предварительная пластическая деформация при температуре в интервале 400 – 500 °С (с шагом 50 °С);

– выдержка 15 мин и основная пластическая деформация при температуре в интервале 550 – 850 °С (с шагом 50 °С).

После ТМО образцы подвергали свободному охлаждению (~10 °С/с).

Диаграмма ТМО показана на рис. 1.

Деформацию проводили по схеме сжатия (пять циклов, деформация на каждом цикле 1 – 2 %, скорость 0,1 с\(^–\)¹) с записью кривых процесса в координатах «истинное напряжение – истинная деформация».

Показатель деформационного упрочнения n определяли из уравнения S = Ke\(^{n}\), где S – истинное напряжение; K – коэффициент; e – истинная деформация.

Микроструктуру на шлифах после травления в 5 %-ном водном растворе азотной кислоты изучали на оптическом микроскопе NIM-100 при увеличении 200. Размер зерен измеряли на полученных изображениях микроструктуры методом секущих.

Микротвердость определялась методом Виккерса на приборе Micromet 5101 Buehler. При этом использовали следующие параметры: нагрузка 300 г; время приложения нагрузки 10 с; увеличение микроскопа 500. Измерения проводились на поперечных шлифах образцов после ТМО в двух зонах: на периферии и в центре образца. Рассчитывали среднее арифметическое значение и стандартное отклонение по шести измерениям на каждую точку.

Результаты работы и их обсуждение

Механические характеристики стали с РАПЭ при ТМО с варьированием температуры предварительной деформации и постоянной температурой основной деформации приведены в табл. 1, кривые деформации – на рис. 2. Как и в более ранних исследованиях [19; 20], многократная пластическая деформация при 450 °С обеспечила существенное упрочнение стали: максимальное напряжение цикла S_max повысилось с 248 – 263 до 441 – 467 МПа (в 1,8 раз). Достигнутый уровень упрочнения сохраняется на первом цикле основной деформации при 750 °С и усиливается при следующих четырех циклах: S_max повышается до 517 – 523 МПа (в 1,1 раз). Варьирование температуры предварительного этапа деформации от 400 до 500 °С оказывает слабое влияние на уровень упрочнения как на этапе предварительной деформации, так и на этапе основной деформации. При одинаковых степенях деформации разница в максимальном напряжении отличается не более, чем на 6 %. С увеличением степени основной деформации эта разница уменьшается. Прирост упрочнения на первом цикле основной деформации (по сравнению с пятым циклом предварительной деформации) наибольший (10 %) в случае температуры предварительной деформации 500 °С.

Механические характеристики стали с РАПЭ при ТМО с постоянной температурой предварительной деформации и варьированием температуры основной деформации приведены в табл. 2, а кривые деформации – на рис. 3.

Достигнутый уровень упрочнения на этапе предварительной деформации при температуре 450 °С усиливается на этапе основной деформации при температурах 550 – 750 °С: при температуре 550 °С S_max повышается до 569 МПа (на 27 %), а при температуре 750 °С – до 518 МПа (на 15 %). С повышением температуры основной деформации с 550 до 750 °С склонность к горячему упрочнению ослабевает – показатель деформационного упрочнения n уменьшается с 0,16 до 0,06. С дальнейшим повышением температуры основной деформации до 800 °С усиления горячего упрочнения не наблюдается, но происходит его стабилизация, т. е. S_max в процессе деформации остается почти постоянным (n = 0,01) на уровне 450 МПа. Наконец, с повышением температуры основной деформации до 850 °С происходит некоторое разупрочнение стали: S_max на первом цикле деформации снижается до 368 МПа (на 20 %) и остается на этом уровне при следующих четырех циклах деформации (n = 0,02). Очень важно отметить, что значения S_max даже при 850 °С выше значений этого показателя при первых циклах упрочнения при 450 °С. Уровень прочности стали с РАПЭ при температуре 850 °С оказывается даже выше в сравнении с высоколегированной 10Cr – 10Ni – 5Mo – 2Cu сталью (при одинаковых степенях деформации и скоростях нагружения) [23].

Микротвердость стали с РАПЭ после ТМО и охлаждения до комнатной температуры в основном коррелирует с уровнем горячего упрочнения после основной деформации (рис. 4). Так, после предварительной деформации в интервале 400 – 500 °С и охлаждения микротвердость постоянна и находится на уровне 700 HV. После охлаждения с температур основной деформации в интервале 550 – 800 °С микротвердость имеет слабую тенденцию к уменьшению – от 770 до 700 HV, а после температуры основной деформации 850 °С микротвердость резко снижается до 580 HV. Разница в значениях микротвердости между центром образца и его периферией несущественна.

Микроструктура (бывшее зерно аустенита) стали с РАПЭ после ТМО с варьированием температуры предварительной деформации и охлаждения до комнатной температуры и гистограммы распределения зерен по размерам показаны на рис. 5.

Размер бывшего зерна аустенита после ТМО с варьированием температуры предварительной деформации приведен в табл. 3. Видно, что повышение температуры предварительной деформации от 400 до 500 °С не влияет на размер бывшего зерна аустенита, который составляет около 28 мкм, что соответствует баллу 7 по ГОСТ 5639 – 82.

Микроструктура (бывшее зерно аустенита) стали с РАПЭ после ТМО с варьированием температуры основной деформации и охлаждения до комнатной температуры и гистограммы распределения зерен по размерам показаны на рис. 6.

Размер бывшего зерна аустенита после ТМО с варьированием температуры основной деформации приведен в табл. 4. Видно, что с повышением температуры основной деформации от 550 до 850 °С наблюдается слабая тенденция к увеличению размера бывшего зерна аустенита от 29 до 35 мкм, что соответствует баллу 7 по ГОСТ 5639 – 82.

Выводы

Повышение температуры предварительной деформации от 400 до 500 °С не оказывает существенного влияния на уровень упрочнения стали с РАПЭ как на этапе предварительной деформации, так и на этапе основной деформации при постоянной температуре 750 °С.

Уровень упрочнения, достигнутый на этапе предварительной деформации при постоянной температуре 450 °С, усиливается на этапе основной деформации при температурах в интервале от 550 до 750 °С, при этом при повышении температуры склонность к деформационному упрочнению ослабевает. С дальнейшим повышением температуры основной деформации до 800 °С наблюдается стабилизация упрочненного состояния, а до 850 °С – слабое разупрочнение.

Повышение температуры предварительной деформации от 400 до 500 °С при постоянной температуре основной деформации 750 °С не влияет на размер бывшего зерна аустенита, который составляет около 28 мкм. С повышением температуры основной деформации от 550 до 850 °С и постоянной температуре предварительной деформации 450 °С наблюдается слабая тенденция к увеличению размера бывшего зерна аустенита от 29 до 35 мкм.

Полученные результаты позволяют предположить, что сталь с РАПЭ будет эффективно работать при температурах разогрева инструмента во всем интервале температур от 550 до 800 °С. При этом даже при температуре разогрева 850 °С сталь сохраняет достаточно высокий запас прочности (380 МПа).