ванадиевой стали

ВИАМ/1997-202421
Исследование фазового состава и характера
разрушения высокоуглеродистой
хром-ванадиевой стали
Л.Н. Беляков
Е.Б. Чабина
И.П. Жегина
Сентябрь 1997
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья
подготовлена
для
опубликования
журнале «Материаловедение», № 2, 1998 г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
в
Исследование фазового состава и характера
разрушения высокоуглеродистой хром-ванадиевой стали
Л.Н. Беляков, Е.Б. Чабина, И.П. Жегина
Всероссийский институт авиационных материалов
В данной работе
приведены результаты исследования фазовых
превращений, структуры, фазового состава и характера разрушения новой
высокоуглеродистой стали Х6Ф6М, которая содержит 1,8–2,2% углерода,
после закалки и отпуска имеет твердость 60–63 НRС э и при этом обладает
высокой
ударной
вязкостью.
Для
повышения
износостойкости
она
легирована большими количествами ванадия.
Ключевые слова: высокоуглеродистая сталь Х6Ф6М, высокая ударная
вязкость, цементуемые стали, ванадий.
В настоящее время для изготовления нагруженных зубчатых колес в
авиационной промышленности применяют, в основном, цементуемые стали.
Предложение ряда авторов [1] заменить при изготовлении деталей
цементуемые стали на высокоуглеродистые пока не нашло широкого
применения, несмотря на то, что изделия из высокоуглеродистых сталей
имеют
более
цементуемыми.
высокую
и
Исключение
стабильную
процесса
прочность
длительной,
по
сравнению
энергоемкой
с
и
дорогостоящей цементации упростит и удешевит производство зубчатых
колес, а также позволит сформировать мелкозернистую структуру стали с
более равномерным, чем при цементации, распределением карбидной фазы.
Кроме того, современные цементованные стали содержат в поверхностном
слое избыточные карбиды цементитного типа, имеющие невысокую
микротвердость (950–1050 НV [2]). Высокоуглеродистые стали можно
легировать сильными карбидообразующими элементами, образующими
более твердые, чем цементит, карбиды (например, ванадием, ниобием и др.),
а также упрочнять сталь в результате дисперсионного твердения. Это
позволит
повысить
износостойкость
теплостойкость
поверхности
стали
изделий
для
при
зубчатых
их
колес
изготовлении
и
из
высокоуглеродистой стали.
Одной из причин ограниченного применения высокоуглеродистых
инструментальных
обстоятельство,
сталей
что
в
качестве
инструментальные
конструкционных
является
высокоуглеродистые
стали
с
твердостью более 62 HRC э имеют низкую вязкость разрушения и
разрушаются хрупко, по механизму скола [3].
В
данной
работе
приведены
результаты
исследования
фазовых
превращений, структуры, фазового состава и характера разрушения новой
высокоуглеродистой стали Х6Ф6М [Пат. 2040584 РФ], которая содержит
1,8–2,2% углерода, после закалки и отпуска имеет твердость 60–63 HRC э и
при
этом
обладает
высокой
ударной
вязкостью.
Для
повышения
износостойкости она легирована большими количествами ванадия, карбид
которого имеет высокую микротвердость (более 200 HV [2]), что значительно
выше, чем у легированного цементита и карбидов хрома.
Исследование проведено на лабораторных плавках, выплавленных в
открытой индукционной печи с последующим электрошлаковым переплавом.
Слитки диаметром 110 мм и массой 17 кг ковали при 1100–1180°С в прутки
сечением 14×14 мм, из которых изготавливали образцы. Химический состав
исследованных в работе композиций стали приведен в табл. 1.
Таблица 1.
Химический состав исследованных плавок
Номер
плавки
1
2
3
Fe
86,1
81,3
77,6
Сr
6,2
8,4
9,3
Содержание элементов, % (мас.)
V
Мо
Nb
Ti
Si
5,4
1,1
0,1
–
0,3
8,1
0,9
0,2
–
0,4
6,3
1,0
3,8
0,2
0,6
Mn
0,6
0,4
1,0
С
1,95
1,88
2,00
Сталь Х6Ф6М в зависимости от назначения можно применять после
закалки с низким отпуском при 180–250°С или после закалки с отпуском при
500–560°С в интервале вторичного твердения. В случае низкого отпуска
сталь для обеспечения высокой твердости должна содержать после закалки
минимальное количество остаточного аустенита. При высоком отпуске
происходит дестабилизация остаточного аустенита и его превращение в
мартенсит в процессе охлаждения. В этом случае после закалки в структуре
может оставаться значительное количество остаточного аустенита.
На рис. 1 приведена зависимость мартенситной точки стали и количества
остаточного аустенита, а также твердости от температуры нагрева под закалку.
Рисунок 1. Влияние температуры закалки стали Х6Ф6М
на мартенситную точку, количество остаточного аустенита и твердость
Мартенситное превращение в стали изучено магнитным методом в
анизометре, количество остаточного аустенита – магнитометрически на
баллистической установке.
С повышением температуры закалки от 950 до 1100°С происходит
растворение легированных карбидов в аустените, в результате повышается
содержание
углерода
в
мартенсите
и,
соответственно,
твердость
низкоотпущенной стали. Дальнейшее повышение температуры закалки до
1150–1250°С приводит к увеличению содержания остаточного аустенита в стали
и снижению ее твердости. Оптимальная температура закалки стали Х6Ф6М при
низком отпуске 1050–1100°С обеспечивает твердость более 60 HRCэ.
После высокого отпуска (530°С, 2–3 ч) остаточный аустенит полностью
превращается в мартенсит. Поэтому при высоком отпуске температура
закалки может быть повышена до 1150–1180°С. При этих температурах
углерод более полно растворяется в аустените и твердость стали после
отпуска при 530°С повышается до 62–64 HRC э .
При
твердости
59–64
HRC э
сталь
Х6Ф6М
обладает
высокой
износостойкостью в условиях сухого трения и высокой ударной вязкостью.
После испытаний стали на ударную вязкость исследовали характер
разрушения с помощью растрового электронного микроскопа JSM-35. Сталь
Х6Ф6М с низким отпуском при твердости 59–63 HRC э
во всех
исследованных вариантах легирования разрушается вязко, по механизму
ямочного разрыва. В изломах наблюдается большое количество крупных
первичных карбидов ванадия и хрома и мелкоямочный рельеф вокруг более
мелких карбидов (рис. 2, а).
Рисунок 2. Микрофрактограммы стали Х6Ф6М после закалки с низким
при 180°С (а) и высоким при 530°С (б) отпуском
После трехкратного отпуска при 530°С микропластичность излома
меньше, чем после низкого отпуска (рис. 2, б). Ямки становятся менее
пластичными, наблюдаются плоские участки с мелкими выделениями,
по-видимому, по границам мартенситных кристаллов. Снижение локальной
пластичности при разрушении вызывает снижение ударной вязкости. Однако
хрупкий ручейковый узор в изломе отсутствует.
Таким образом, хрупкое разрушение по механизму скола не является
общей закономерностью для высоколегированных инструментальных сталей
с
высокой
твердостью.
Возможно
создание
сталей
этого
класса,
разрушающихся вязко по механизму ямочного разрушения, что позволит
применить их в качестве конструкционного материала при изготовлении
нагруженных деталей приборов и агрегатов. При этом сталь после закалки с
низким отпуском имеет большую вязкость, чем после высокого отпуска.
Физико-механические свойства стали Х6Ф6М, в том числе твердость,
износостойкость разрушения, зависят от химического состава мартенсита
матрицы, от природы и морфологии карбидов, их размеров и распределения
в матрице. В этой связи представляло интерес изучение природы и
химического состава карбидных фаз в стали, а также химического состава
матрицы. При низком отпуске стали (160–250°С) легированные карбиды из
мартенсита не выделяются и в структуре присутствуют, главным образом,
электрические карбиды размером 3–8 мкм, измельченные при горячей
пластической деформации (рис. 3), и в небольшом количестве более мелкие
карбиды, выделившиеся в аустенитной матрице при горячей пластической
деформации и термической обработке.
Рисунок 3. Влияние температуры отпуска на твердость
стали Х6Ф6М, закаленной с 1100°С
Химический состав крупных карбидов и твердого раствора после закалки с
970–1250°С
определяли
методом
микрорентгеноспектрального
анализа
(МРСА) на установке «Суперпроб» (JCMA-733) с локальностью анализа
1 мкм2 и глубиной 1 мкм. Этот метод имеет преимущество перед методом
фазового физико-химического анализа, так как позволяет дифференцированно
определить химический состав отдельных карбидных фаз, присутствующих в
структуре, а также определить химический состав матрицы непосредственно, а
не расчетным путем, как его обычно определяют при фазовом физикохимическом
анализе.
На
установке
«Суперпроб»
можно
изучать
микроструктуру в специальном режиме «СОМРО» (композиция). Контраст
при этом создается упругоотраженными электронами за счет различной
интенсивности отражения электронов от атомов с различной атомной массой.
Легкие элементы отражают электроны в меньшей степени, чем тяжелые,
поэтому отдельные фазы в структуре, имеющие бóльшую среднюю атомную
массу, выглядят светлыми, меньшую среднюю атомную массу – темными.
Карбидные фазы в стали Х6Ф6М четко выявлялись в микроструктуре на
нетравленном микрошлифе в режиме «СОМРО».
Для каждой из карбидных фаз и матрицы выполнено по десять определений
содержания металлических химических элементов волновым методом и
рассчитаны средние значения. Относительная погрешность определения
металлических элементов волновым методом МРСА составляет ±5%. Суммарное
количество металлических элементов в матрице стали Х6Ф6М, определенное в
настоящем исследовании, равно 99,8±0,3% (мас.), что подтверждает высокую
точность определения химического состава этим методом.
Суммарное количество металлических элементов в анализируемых
частицах карбидных фаз было меньше 100%. С помощью качественного
МРСА установлено, что эти фазы содержат углерод, а также небольшие
количества азота и кислорода, что позволяет идентифицировать указанные
частицы как карбиды. Содержание углерода в карбидах рассчитано по
формуле (в %): %С=100%–%Ме i . Погрешность оценки содержания углерода
составляет 10% от полученной величины.
Выразив содержание металлических элементов и углерода в атомных
долях, можно оценочно получить формулу карбидной фазы. Соотношение
Ме:С получали по формуле [2]:
Me ат %Ме i / A i
=
,
С ат
%C / 12
где %Ме i – содержание элемента в карбиде по массе; А i – атомная масса
этого элемента; %С – содержание углерода в карбиде, %; 12 – атомная масса
углерода.
Фазовый анализ методом МРСА выполнен на двух плавках стали Х6Ф6М
и одной плавке этой стали, дополнительно легированной 2,59% ниобия.
Результаты приведены в табл. 2.
Таблица 2.
Химический состав эвтектических карбидов и матрицы стали Х6Ф6М
№ Темпера- Фаза
плавки тура
закалки,
°С
1
970
Сr 7 С 3
VC 0,8
V2C
γ-матр.
2
1150
Сr 7 С 3
VC 0,8
V2C
γ-матр.
3
1100 NbC 0,8
Сr 7 С 3
VC 0,8
V2C
γ-матр.
1250 NbC 0,8
Cr 7 C 3
VC 0,8
V2C
γ-матр.
В
стали
Содержание элементов, % (мас.)
Fe
Cr
V
Mo
Nb
Ti
Si
Mn ∑Me i
46,6
2,5
21,1
92,2
44,1
3,2
24,6
88,6
2,6
46,1
3,2
31,5
87,3
2,6
45,3
4,1
28,5
86,4
28,4
4,7
7,8
5,0
32,4
4,0
7,9
7,9
1,1
32,8
6,8
7,4
8,7
1,1
31,6
6,0
8,5
8,8
11,7
75,1
52,9
1,1
13,5
72,8
49,2
2,1
12,8
10,6
54,1
34,6
1,5
13,2
11,1
48,6
34,2
2,1
3,7
1,5
5,1
0,5
1,9
0,6
4,8
0,5
0,3
1,9
3,5
2,7
0,6
1,3
2,1
3,4
2,8
0,6
0,2
0,2
0,3
0,1
0,1
0,1
0,3
–
69,7
0,2
18,2
15,2
0,1
68,8
0,3
23,3
16,7
0,2
0,1
0,1
0,1
–
2,2
–
–
–
2,3
0,1
0,2
0,2
–
2,2
0,1
0,2
0,2
–
0,1
0,1
0,1
0,2
0,1
0,1
–
0,3
0,2
0,2
0,2
0,3
0,7
0,2
0,1
0,1
0,2
0,8
0,5
–
–
0,7
0,1
0,1
–
0,4
0,1
0,7
–
0,2
1,0
–
0,2
0,2
0,3
0,8
Х6Ф6М
присутствуют
три
карбида
91,3
84,1
87,4
99,8
92,2
83,1
86,3
99,8
89,0
93,0
86,2
92,1
99,9
89,4
90,8
85,9
91,4
99,7
Соотно%C шение
Me:С
8,7
15,9
12,6
7:3
1:0,81
1,6:1
7,8
16,9
13,7
7:2,7
1:0,87
1,5:1
11,0
7,0
13,8
7,9
1:0,81
7:2,4
1:0,77
2,4:1
11,0
9,2
14,1
8,6
1:0,81
7:3,2
1:0,82
2,2:1
эвтектического
происхождения: железо-хромистого типа CR 7 C 3 с тригональной решеткой и
два ванадиевых. Атомное соотношение Me:С в железо-хромистом карбиде
(табл. 2, пл. №1 и 2) близко к стехиометрическому соотношению 7:3 в
карбиде Ме 7 С 3 , но отличается от этого соотношения для отдельных плавок.
Отклонение
содержания
углерода
в
карбиде
относительно
стехиометрической величины свидетельствует о широкой концентрационной
области существования этого карбида в сложнолегированной стали.
Аналогичные результаты, свидетельствующие о заметном изменении
растворимости углерода в карбиде Ме 7 С 3 относительно стехиометрической
концентрации, получены в работе Хечко [4, с. 681]. Обычно содержание
железа, замещающего хром в карбиде Ме 7 С 3 , не превышает 30–50%.
Содержание железа, определенное экспериментально в железо-хромистом
карбиде стали Х6Ф6М, выше содержания в нем хрома. Это, по-видимому,
обусловлено присутствием в хромистом карбиде ванадия и молибдена,
влияющих на активность хрома и железа в нем.
В системе Fe–V–С ванадий, по мнению большинства исследователей,
образует один карбид состава VC (или V 4 C 3 ) с кубической решеткой [4], в
которой часть мест, отведенных атомам углерода, может быть не заполнена,
а соотношение Me:С, изменяющееся от 1:1 до 1:0,75, описывает границы
области существования карбида. Осава и Ойя [4] обнаружили также карбид
V 2 C с гексагональной плотной упаковкой, но другими исследователями
образование этого карбида подтверждено не было.
В стали Х6Ф6М исследование методом МРСА выявило два ванадиевых
карбида, существенно различающихся по своему химическому составу, а
поэтому отличающихся по контрасту при исследовании микроструктуры в
отраженных электронах. Один из карбидов близок по химическому составу к
карбиду VC. Атомное соотношение Me:С у этого карбида 1:0,8, что
несколько
отличается
от соотношения для
V4C3
и VC, занимает
промежуточное значение. Карбид VC 0, 8 содержит небольшие количества
железа, хрома и молибдена.
Второй карбид отличается от карбида VC 0, 8 значительно большим
содержанием железа и хрома, а также углерода. Атомное соотношение Me:С
в нем близко к V 2 C или V 3 C 2 . Возможно, что это карбид V2 C, упомянутый в
[4], с широкой областью существования. В нашем случае система
многокомпонентная и дополнительное легирование ее, по-видимому,
стабилизирует карбид состава, отличающегося от VC 0,8 .
Поскольку
карбиды
VC 0,8
и
типа
V2C
при
исследовании
в
микроанализаторе «Суперпроб» в режиме «СОМРО» отличаются по
контрасту, можно было оценить их количество. Основная масса карбидов
ванадия представлена карбидом VC 0,8 . Доля карбида типа V 2 C составляет
~15% от общего количества эвтектических карбидов ванадия. Именно карбид
VC 0, 8 , обладающий высокой твердостью [2], и необходим для повышения
износостойкости высокоуглеродистой стали.
Добавка 2,59% Nb в сталь Х6Ф6М вызывает образование наряду с
карбидами хрома и ванадия также карбида ниобия, содержащего кроме
ниобия 13% (маc.) ванадия и небольшие количества железа и хрома (табл. 1).
Соотношение Me:С в этом карбиде равно 1:0,84, что соответствует NbC с
небольшим дефицитом по углероду. Карбид ниобия, по мнению Гудремона
[4], так же как и карбид ванадия, имеет широкую область существования,
изменяющуюся от NbC до Nb 4 С 3 .
Следует отметить, что отклонение соотношения Me:С в карбидах
ванадия, хрома и ниобия от стехиометрического и присутствие в структуре
стали
нескольких
карбидных
фаз
делает
невозможным
расчетное
определение содержания углерода в мартенситной матрице при фазовом
физико-химическом анализе по количеству металлических элементов в
карбидах, так как определить соотношение Me:С для каждого из карбидов
конкретной
многокомпонентной
стали
методом
фазового
физико-
химического анализа нельзя.
Карбид ниобия NbC изоморфен карбиду ванадия типа VC, и в стали
следовало ожидать образования общего карбида (V, Nb)C. То, что NbC 0,84
самостоятельно присутствует в структуре стали Х6Ф6М, свидетельствует о
том, что карбиды ниобия и ванадия, по-видимому, образуются при
кристаллизации стали в разных температурных интервалах. Ниобий, как
более сильный карбидообразующий элемент, вероятно, образует NbC при
кристаллизации раньше ванадиевого карбида, тогда как VС 0, 8 образуется
преимущественно при кристаллизации эвтектики. Карбиды NbC 0,84 по
размерам не крупнее карбидов хрома и ванадия. Горячая пластичность стали
с ниобием такая же, как у стали без ниобия. Ниобий – перспективный
компонент для легирования износостойких высокоуглеродистых сталей.
Введение в сталь Х6Ф6М ниобия не влияет на состав железо-хромистого
карбида. Ниобий в этот карбид не входит и не влияет на соотношение
легирующих элементов в нем.
В карбидах ванадия ниобий присутствует в больших количествах, он
стабилизирует
карбиды
ванадия,
изменяя
соотношение
количества
хромистых и ванадиевых карбидов в сторону ванадиевых.
Исследование микроструктуры показало, что при 1250°С сталь Х6Ф6М
находится выше эвтектической температуры. В стыках крупных зерен при
1250°С образовался расплав, который при последующей закалке образцов в
масле закристаллизовался в эвтектическую смесь, состоящую из γ-матрицы и
карбидов. Количественный анализ эвтектических карбидов показал, что они
того же состава, как и крупные карбиды в деформированной стали,
закаленной от 1100°С, т.е. в эвтектике содержится NbC 0,84 , оба карбида
ванадия и железохромовый карбид типа Сr 7 С 3 . Часть карбидов NbC 0, 84
остается вне эвтектической смеси, не растворяется в расплаве, т.е. это
первичные карбиды, выделившиеся при кристаллизации стали при более
высокой температуре.
Твердый раствор внутри зерен после закалки с 1250°С не содержит
избыточных карбидов хрома и ванадия. Следовательно, кристаллизация
стали Х6Ф6М начинается с выделения γ-фазы и вблизи температуры
1250–1200°С в межосных пространствах образуется многофазная эвтектика,
включающая все легированные карбиды стали.
После закалки стали от 1250°С небольшое количество карбидной фазы
присутствует на границах зерен. Образование жидкой фазы в структуре стали
при нагреве 1200°С и выделении карбидных частиц по границам зерен – одна
из причин падения горячей пластичности стали Х6Ф6М выше 1200°С.
Температура закалки и температура горячей пластической деформации стали
типа Х6Ф6М должна быть ограничена 1130–1160°С. Деформацию стали
следует проводить с небольшими обжатиями за один проход, чтобы избежать
перегрева стали в процессе горячей деформации.
В стали Х6Ф6М, закаленной от 1050–1100°С, наряду с крупными
эвтектическими карбидами присутствует большое количество более мелких
карбидов, которые, по-видимому, выделились из γ-твердого раствора в
процессе охлаждения стали ниже эвтектической температуры. Состав этих
карбидов невозможно определить с помощью МРСА (при локальности
1 мкм2). Однако качественный анализ позволяет идентифицировать
элементы, входящие в состав этих частиц. Определено, что в состав мелких
карбидов входят хром и ванадий.
Косвенно сведения о составе этих карбидов можно получить, сопоставив
состав матрицы после закалки с 970–1100°С с ее составом после закалки от
более высоких температур. После закалки от 1250°С карбидная фаза в объеме
зерна отсутствует, она растворена при нагреве. Понижение температуры
нагрева до 1100°С вызвало выделение из твердого раствора карбидов ванадия
[содержание ванадия в твердом растворе снизилось от 2,1 до 1,5% (мас.)], тогда
как концентрация хрома в γ-матрице практически не изменилась. Это
свидетельствует о заметной растворимости именно карбидов ванадия при
повышении температуры. По-видимому, дисперсные карбиды, распределенные
в объеме зерна стали Х6Ф6М, – преимущественно карбиды ванадия.
Следует отметить, что растворимость ванадия в γ-матрице в равновесии с
углеродом,
оставшимся
последующего
после
довыделения
эвтектической
карбидов,
при
кристаллизации
понижении
и
температуры
достаточно высока: 1,1–2,1% (мас.). Это означает, что для получения твердых
карбидов ванадия в высокоуглеродистых сталях содержание ванадия в ней
должно быть значительным, так как 1,5–2,0% ванадия будут растворены в
матрице при термической обработке, и легирование стали ванадием в
количестве до 1,5–2,0% можно будет использовать для упрочнения стали
только при отпуске в интервале вторичного твердения (530–560°С).
При низком отпуске стали с пониженным содержанием ванадия
(менее 2%) большая часть ванадия остается при закалке в твердом растворе и
не окажет заметного влияния на природу избыточных карбидов в стали.
Высокое содержание ванадия, хрома и молибдена в твердом растворе
обеспечивает высокую теплостойкость стали Х6Ф6М.
На рис. 3 приведена зависимость твердости стали от температуры отпуска.
До температуры 600°С сохраняется твердость 59–62 HRCэ, необходимая для
того, чтобы предотвратить интенсивный износ и схватывание поверхностей
трения при повышенных удельных давлениях и скоростях скольжения.
Избыточные
карбиды
ванадия
и
хрома
оказывают
дополнительное
положительное влияние на сопротивление стали Х6Ф6М износу [2].
Полученные в настоящей работе величины растворимости ванадия в
аустените стали Х6Ф6М совпадают с растворимостью ванадия в аустените
тройной системы Fe–V–С в работах [4, 5]. Незначительное различие в
растворимости ванадия в аустените исследованной в работе стали и в тройной
диаграмме Fe–V–С в работах [4, 5] свидетельствуют о слабом влиянии хрома и
молибдена на активность ванадия в γ-твердом растворе. Что касается карбида
ванадия, то добавка этих элементов в систему Fe–V–С привела к появлению в
сплаве второго карбида ванадия, не существующего в тройной системе.
Более эффективен при образовании карбидной фазы ниобий: его
растворимость в аустените всего 0,1–0,2%. Ниобий удобен тем, что, образуя
карбиды МеС меньше, чем ванадий, изменяет физико-химические свойства
твердого раствора. Это особенно важно в том случае, когда сталь содержит
большое количество ферритообразующих элементов и возможно образование
в микроструктуре нежелательного структурного свободного феррита.
Небольшие количества ниобия в твердом растворе окажут меньшее
ферритообразующее влияние, чем ванадий в количестве 1,5–2,0%.
Исследование
эвтектических
карбидов
и
твердого
раствора
в
высокоуглеродистой легированной стали Х6Ф6М методом МРСА показало
большие возможности этого метода при фазовом анализе инструментальных
сталей.
Метод
МРСА
позволил
с
высокой
точностью
провести
дифференцированный химический анализ крупных карбидов, образующих
микроструктуру стали. Методом МРСА определен химический состав
матрицы стали, растворимость легирующих элементов в матрице и в
карбидах, установлено присутствие в стали второго карбида ванадия.
Разумеется, МРСА не исключает, не заменяет полностью фазовый физикохимический анализ, но дополняет его, дает возможность более полно и точно
описать фазовые и структурные превращения в инструментальных сталях.
Выводы
Методом микрофрактографии установлено, что высокоуглеродистая
хромисто-ванадиевая сталь Х6Ф6М при твердости 60–64 HRC э разрушается
вязко по механизму ямочного разрыва с высокой микропластичностью.
Методом микрорентгеноспектрального анализа изучен химический
состав карбидов и мартенситной матрицы стали Х6Ф6М. Показано, что
ванадий образует в стали Х6Ф6М не один, а два эвтектических карбида:
VC 0,82 и V 2 С; хром – карбид типа Сr 7 С 3 и ниобий – NbC 0,8 . Содержание
углерода в карбидах VC 0,82 и NbC 0, 8 меньше стехиометрического, а в V 2 C и
Сr 7 С 3 варьируется в широких пределах относительно стехиометрического
состава. Ванадий в высокоуглеродистых хромисто-ванадиевых сталях
обладает высокой растворимостью в аустените при 970–1200°С (1,1–2,1%),
которая существенно зависит от температуры нагрева под закалку.
Список литературы:
1. Потак Я.М. Высокопрочные стали. – М.: Металлургия, 1972. 208 с.
2. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. – М.: Металлургия, 1983. 527 с.
3. Кремнев Л.С. Особенности разрушения инструментальных материалов // МиТОМ.
1994. № 4. С. 17–22.
4. Гудермон Э. Специальные стали. – М.: Металлургиздат, 1960. Т. 1–2. 1683 с.
5. Сильман Г.К. Диаграмма состояния сплавов системы Fe–C–V и ее использование в
металловедении сталей и чугунов // МиТОМ. 1992. № 11. С. 4–8.