Структура и свойства пружинных сталей после закалки и отпуска

Пружинная сталь после закалки наряду с повышенным содержанием углерода в твердом растворе характеризуется высокой плотностью дислокаций или внутренних двойников, а также мелкозернистой структурой. Чем меньше зерно, тем выше сопротивление малым пластическим деформациям (рис. 42), ниже локальные концентрации напряжений у границ зерен при нагружении и поэтому выше сопротивление отрыву, определяющее склонность стали к хрупкому разрушению, особенно в высокопрочном состоянии, и ниже температуры перехода из вязкого состояния в хрупкое. Для уменьшения склонности стали к хрупкому разрушению также необходимо снижение уровня внутренних напряжений. Кроме того, закалка должна обеспечивать получение, в частности, минимальных зональных напряжении, так как они снижают предел упругости, а их релаксация в готовых пружинах в процессе службы создает нестабильность характеристик. С этой целью целесообразно применять ступенчатую и особенно изотермическую закалку пружин или, наконец, использовать воздушнозакаливающиеся стали.

После термической обработки пружинная сталь должна также содержать минимальное количество остаточного аустенита, так как он отличается более низким, чем мартенсит, пределом упругости и в его присутствии снижается сопротивление умеренным и малым пластическим деформациям (рис. 43) изделия в целом.

Однако в работе утверждается, что остаточный аустенит вследствие фазового наклепа, возникающего в результате мартенситного превращения в окружающих объемах, является упрочненным, обладает высокой плотностью дислокаций и поэтому отнюдь не облегчает развития микропластических деформаций. Приводимые в работе доказательства, основанные на деформационном наклепе аустенита закаленной стали, не представляются вполне убедительными, однако возможно, что когда в мартенсите в условиях закалки — из-за низкой мартенситной точки или испытаний при очень низких температурах, исключающих возможность протекания процессов старения, сопротивление остаточного аустенита малым пластическим деформациям не на много меньше, чем свежего мартенсита. В реальных же условиях закалки промышленных пружинных сталей в мартенсите всегда происходят процессы частичного распада или старения, приводящие к образованию сегрегаций или даже частиц карбидов. Поэтому его сопротивление малым пластическим деформациям обычно значительно больше, чем остаточного аустенита. По этой причине, а также из-за возможности превращения остаточного аустенита в мартенсит при нагружении и особенно при охлаждении до низких температур, сталь, содержащая в структуре аустенит, обладает пониженной релаксационной стойкостью и склонностью к замедленному разрушению, в результате чего происходит преждевременное разрушение пружин даже в условиях статического нагружения.

В связи с этим, чтобы уменьшить количество остаточного аустенита, в процессе термической обработки пружин используют все известные методы, в частности рационально выбирают условия закалки — температуру и скорость нагрева, а также охлаждения.

Хотя в процессе отпуска пружин остаточный аустенит и может претерпевать превращение и это ведет к росту предела упругости, продукты этого превращения характеризуются меньшим сопротивлением малым пластическим деформациям, чем продукты превращения мартенсита. Кроме того, как указано в работе, сталь, в которой в результате обработки холодом структура стала полностью мартенситной, отличается более быстрым ростом предела упругости при отпуске, чем сталь, не подвергнутая такой обработке и содержащая большое количество остаточного аустенита. В этой работе вместе с тем утверждается, что

абсолютные значения предела упругости стали, обладающей в закаленном состоянии структурой мартенсит и остаточный аустенит после отпуска, вызывающего полный распад остаточного аустенита и стали с исходной мартенситной структурой после того же отпуска практически одинаковы. Этот вывод означает, что продукты распада остаточного аустенита и мартенсита обладают практически одинаковым сопротивлением малым пластическим деформациям, что противоречит данным работ и практическому опыту.

Окончательные свойства пружин определяются условиями отпуска, в процессе которого реализуются потенциальные возможности для повышения сопротивления малым пластическим деформациям и всего комплекса прочностных свойств, создаваемых в процессе закалки мартенситным превращением. При этом существенное влияние на процессы последующего отпуска и достигаемые после него свойства оказывает исходная субструктура мартенсита. Наиболее отчетливо влияние субструктуры мартенсита выявляется при сопоставлении низко- и высокоуглеродистой стали. Исследование отпуска низкоуглеродистой стали методом электронной микроскопии на просвет показало, что кристаллы мартенсита, имеющие преимущественно форму планок длиной несколько микрометров (микронов) и толщиной 1 мкм после закалки и самоотпуска в процессе охлаждения содержат видманштеттовые пластинчатые выделения длиной 150 нм (1500 А) и шириной 10 нм (100 А), структура которых не установлена. После отпуска при 100—300° С форма этих пластинок не изменяется, но количество кристаллов, в которых наблюдаются эти пластинки, постепенно увеличивается от 10 (после закалки) до 100% (после отпуска при 300° С). После отпуска при 300° С структура пластинок соответствует структуре кристаллов цементита. В результате отпуска при 400° С толщина пластинок цементита возрастает. Из этих данных следует, что стабильность упрочнения низкоуглеродистой стали при отпуске до 200° С связана с неизменностью структуры, а разупрочнение выше этой температуры — с преобразованием внутренней структуры в результате возврата.

Структура закаленной высокоуглеродистой стали, к которой по составу близки пружинные стали, представляет собой кристаллы мартенсита, характеризующиеся большой плотностью дислокаций и тонких внутренних двойников без частиц карбидов. После отпуска до 100° С видимых изменений в субструктуре, в том числе и выделений карбидов, не обнаруживается, но рост твердости в результате этого отпуска, по-видимому, обусловлен образованием мельчайших когерентно связанных с матрицей карбидов, которые не разрешаются при электронномикроскопическом исследовании. Только после отпуска при 200° С видны частицы карбидов, располагающиеся вдоль двойников и очень мелкие частицы, перпендикулярные плоскости двойников. Кристаллическую структуру этих карбидов выявить не удалось. Возможно, что это е-карбид. После отпуска при 300° С частицы карбидов, расположенные перпендикулярно плоскости двойников, не видны, но становятся более заметными частицы карбидов в виде планок, располагающиеся вдоль плоскости двойников, их структура соответствует структуре цементита. Сами двойники в кристаллах мартенсита после отпуска при 300° С можно различить, но там, где карбиды проросли перпендикулярно плоскости двойникования эти двойники не обнаруживаются. Отпуск при 400° С ведет к некоторому утолщению цементитных пластинок и уменьшению числа присутствующих двойников. Поскольку после отпуска при 200—400° С роста карбидных частиц не происходит изменение свойств и, в частности, снижение твердости можно объяснить уменьшением числа двойников и течением процесса возврата, что облегчает развитие умеренной и повышенной пластической деформации.

В температурном интервале отпуска (200—400° С), как известно, достигается максимум сопротивления микро- и малым пластическим деформациям. По-видимому, максимуму этих свойств отвечает сильно измельченная субструктура (большое число тонких двойников и значительная плотность дислокаций) кристаллов мартенсита, развитие скольжения в которых при нагружении также сильно тормозится частицами карбидов.

Таким образом, различие в поведении при отпуске низко-и высокоуглеродистой стали связано с различной исходной субструктурой мартенситных кристаллов, неодинаковым ее изменением при нагреве, а также с различным количеством и распределением частиц карбидов.

Зависимость предела упругости от температуры или от продолжительности отпуска в изотермических условиях характеризуется наличием экстремума. Рост предела упругости при отпуске иногда объясняют снятием остаточных напряжений, возникших в процессе закалки, но эта точка зрения не имеет убедительного экспериментального подтверждения. С.О. Цобкалло объясняет увеличение предела упругости и снижение упругого последействия стали У8А при отпуске тем, что в интервале температур (200—300° С), когда указанные свойства достигают оптимальных значений, происходит распад остаточного аустенита и выделение карбидов из мартенсита, которые в итоге снижают вероятность зарождения дислокаций в отдельных перенапряженных участках структуры.

Ряд авторов считает, что основная причина увеличения сопротивления малым пластическим деформациям при отпуске — распад остаточного аустенита. Хотя это превращение и имеет определенное значение, однако главный вклад вносят структурные процессы, происходящие в мартенсите — образование сегрегаций и выделение дисперсных когерентно связанных с матрицей карбидов и изменение субструктуры.

Имеется несомненная общность между процессами изменения субструктуры, происходящими при отпуске стали, закаленной на мартенсит, и стали, подвергнутой пластической деформации. Чтобы в результате был достигнут высокий предел упругости, сталь в исходном состоянии после мартенситного превращения или деформационного наклепа должна иметь достаточно сильно измельченную субструктуру. Именно поэтому предел упругости деформированной или закаленной стали после отпуска тем выше, чем выше степень пластической деформации или соответственно чем больше объемный эффект и ниже температура превращения при закалке. В обоих состояниях измельченность субструктуры соответственно тем больше, чем выше содержание углерода в стали. Во время отпуска и в закаленной, и в деформированной стали происходят имеющие между собой много общего процессы изменения исходной субструктуры мартенсита или феррита: образование разнообразных сегрегаций и выделение карбидных частиц (особенно из мартенсита), закрепляющих дислокации.

Однако достигаемое в этих двух случаях упрочнение характеризуется различной устойчивостью. Как правило, оно выше после мартенситного превращения, и поэтому релаксационная стойкость пружин из стали после закалки и отпуска больше (рис. 44), чем после деформационного наклепа и отпуска при равных значениях предела прочности.

По данным работы, этот эффект можно объяснить более равномерным распределением дислокаций, а по мнению авторов работы — формированием более стабильной структуры (и, вероятно, субструктуры) стали после закалки и отпуска, чем после наклепа и того же отпуска. Режим отпуска закаленной стали должен обеспечивать не только достижение определенной структуры продуктов превращения мартенсита, но и достаточно полное превращение остаточного аустенита, отрицательно влияющего на свойства пружинной стали. Состав стали и режим ее закалки назначают таким образом, чтобы остаточный аустенит достаточно полно превращался либо при обработке холодом, что наиболее целесообразно, либо в процессе отпуска, но при таких его температурах и такой продолжительности, при которых не изменяется структура продуктов превращения мартенсита и, следовательно, не снижается сопротивление малым пластическим деформациям.

Для надежной работы пружин в условиях длительного статического и динамического нагружения, а также при наличии концентраторов напряжений режим отпуска, помимо высокого уровня предела упругости, должен обеспечить определенный уровень пластичности и вязкости при повышенном сопротивлении хрупкому разрушению.

По указанным причинам режим отпуска должен быть строго регламентированным не только по температуре, но и по продолжительности. Так, максимальное значение предела упругости достигается у стали У10А после закалки и отпуска при 250° С, 15 мин (рис. 45) или после отпуска при 350° С в течение 1 сек, у стали 70С2ХА (ЭИ142) — после отпуска при 350° С, 1 мин, у стали 50ХФА — в случае отпуска при 300° С, 10 мин (о0,01 = 1270 Мн/м2, т. е. 130 кГ/мм2), а при увеличении выдержки до 45 мин предел упругости снижается до 780—800 Мн/м2 (80—90 кГ/мм2).

Поэтому на практике устанавливают следующие температуры отпуска пружин: 320—360° С для стали У10А; 380—480° С для 70С2ХА и 370—420° С — для 50ХФА.