Підвищення фізико-механічних властивостей графітизованих сталей

В результаті сфероідизуючого відпалювання металева матриця сталей практично повністю була представлена зернистим перлітом. Застосування даного термічного оброблення дозволило збільшити відносне видовження до 8, 3% для сталі вихідного складу, та в'язкість руйнування К1С до 40, 6   для сталі, легованої 0, 3% Cr та 1, 2% Nі. У той же час вони характеризувалися нижчими значеннями границі міцності (418... 920 МПа), границі текучості (288... 525МПа) та твердості (НВ195... НВ255) у порівнянні з нормалізованими сталями.

Фрактографічний аналіз зламів зразків після визначення К1С показав, що руйнування відбувалося переважно за механізмом внутризеренного відриву зі значною пластичною деформацією перед фронтом росту тріщини. Для сталі 3-го варіанта характерна наявність зони витягування.

Аналіз циклічної тріщиностійкості показав, що Кfc значною мірою залежав від хімічного складу сталей. Легування 0, 3% Cr привело до підвищення зазначеного параметра з 38 до 50  . При комплексному легуванні 0, 3% хрому та 1, 2% нікелю Кfc підвищився до 58  . Переважним механізмом руйнування цих сталей був мікрозкол. У сталях 1-го... 3-го варіантів на фоні ділянок відколу були виявлені інтенсивні деформаційні гребені.

Для вивчення впливу міді на властивості сталей, в індукційній печі ИСТ-120 виплавили сталь (1, 30…1, 39% С; 0, 8…0, 9% Si; 0, 20…0, 25% Mn; 0, 22…0, 26% Al; 0, 024…0, 031% P; 0, 022…0, 027% S), в якій вміст міді змінювали від 0% до 3, 75% з розрахунковим кроком 0, 75%.

Після графітизуючого відпалювання включення графіту, в сталях з вмістом 0, 05... 2, 27% Cu мали кулясту і вермікулярну форму й були рівномірно розподілені в металевій матриці. При підвищенні вмісту міді до 0, 81% спостерігалося здрібнювання графіту з 10... 35 мкм до 10... 15 мкм. При подальшому підвищенні вмісту міді розміри графіту знову збільшувалися до 30... 40 мкм. При вмісті міді 3, 73% виділення графітної фази відбувався переважно по границях зерен.

З метою поліпшення показників міцності, пластичності та статичної в'язкості руйнування, одну партію експериментальних сталей піддавали нормалізуванню від 850°С з наступним відпусканням (500°С, 2 год), а іншу трисхідчастому сфероідизуючому відпалюванню по такому ж режиму, як і для комплексно легованих сталей.

Металева матриця усіх варіантів нормалізованих сталей була представлена переважно перлітною фазою. При цьому зі збільшенням вмісту міді відбувалося часткова глобулізація й укрупнення пластин перліту.

Аналіз результатів механічних випробувань показав, що підвищення границі міцності в до 820МПа, границі плинності 0, 2 до 600МПа та коефіцієнта інтенсивності напружень K1C до 37   зі збільшенням вмісту міді проходило через максимум у діапазоні 1, 57... 2, 27% Cu, що, можливо, пояснюється твердорозчинним та дисперсійним зміцненням металевої основи.

Проведений фрактографічний аналіз зламів після визначення К1С показав, що у всьому досліджуваному діапазоні вмісту міді руйнування відбувалося переважно за механізмом транскристалітного відколу.

Застосування сфероідизуючого відпалювання, призвело до коагуляції цементитной складової перлітної фази і дозволило підвищити значення відносного видовження  яке зі збільшенням вмісту міді змінювалося від 3, 7 до 7, 4% і в'язкості руйнування К1С – з 31, 0 до 50, 6  , при чому максимальне значення К1С відповідало сталі з 0, 81% Cu, при цьому значення границі міцності в, границі плинності 0, 2 і твердості були на 15... 20% нижче значень аналогічних показників нормалізованих сталей.

У всьому діапазоні дослідження вмісту міді переважним механізмом руйнування при визначенні К1С був в’язкий транскристалітний злам, причому сталь з 0, 81% Cu, характеризувалася зоною витягування, наявність якої свідчить про високу енергоємність руйнування.

Підвищення вмісту міді до 2, 27... 2, 90% призвело до істотного збільшення Кfc, який досягав максимального значення – 55 , що можна пояснити виділенням високодисперсної надлишкової мідистої фази, яка перешкоджала руху дислокацій і сповільнювала процес утворення мікротріщин.

На зламах сталей переважали області квазизкольного характеру. В області швидкостей росту втомної тріщини   м/цикл, були виявлені ділянки з в’язким борознистим мікрорельєфом.

З метою визначення оптимального вмісту міді для деталей, що працюють при термоциклічних навантаженнях, вивчали вплив збільшуваного вмісту міді на теплопровідність та термостійкість (випробування за режимом 80020°С).

Було встановлено, що мідь підвищує теплопровідність у всьому досліджуваному інтервалі її вмісту, а залежність термостійкості від вмісту міді характеризувалася максимумом при 2, 0... 2, 5% Cu (рис. 5). Зниження термостійкості при вмісті міді понад 2, 5% можна пояснити збільшенням параметра форми графіту.

Аналіз отриманих результатів показав доцільність застосування трьох марок сталей (табл. 2).

З метою промислового випробування сталі 150СД2Л, виплавляли сплав складу (мас. %) : 1, 58... 1, 63% C; 0, 18... 0, 22% Mn; 0, 9... 1, 1% Sі; 0, 03... 0, 05% Cr; 2, 2... 2, 3% Cu; 0, 22... 0, 26% Al здійснювали у 4-х тонній індукційній печі з основною футерівкою. 

З отриманої дослідної сталі відливали виливниці для розливання алюмінієвих та мідних сплавів. Результати промислових випробувань показали, що виготовлені із графітизованої сталі виливниці завдяки вищим механічним властивостям та термостійкості, мали довговічність у 1, 2 рази вище стійкості виливниць, виготовлених з нелегованого високоміцного чавуна. Очікуваний річний економічний ефект, за рахунок економії металу, склав 58110 грн.

 

Таблиця