Борсодержащие пружинные стали

Как указывалось ранее, одним из эффективных путей улучшения свойств пружинных сталей и сплавов является микролегирование, проводимое с целью усиления закрепления дислокаций и связывания вакансий. Поэтому такие, обычно поверхностно активные, элементы, должны повышать сопротивление развитию микропластической деформации в условиях и кратковременного, и длительного нагружения, что особенно важно для пружинных сталей и сплавов. Из этих легирующих элементов, вводимых в сталь, наибольшее влияние на субструктуру, по-видимому, оказывает бор, атомы которого создают более прочные атмосферы на дислокациях, чем углерод и азот, несмотря на то, что только сравнительно малая их часть располагается в решетке железа по типу внедрения. При этом для блокирования дислокаций достаточно очень малых концентраций бора: 10в-3%.

О прочности закрепления дефектов строения атомами бора свидетельствует тот факт, что релаксационный максимум на кривых зависимости внутреннего трения от температуры, соответствующий взаимодействию дислокаций с внедренными атомами, в присутствии бора сдвигается к повышенным температурам. Кроме того, известно, что бор уменьшает скорость граничной самодиффузии атомов железа и скорость диффузии атомов углерода. Поэтому субструктура борсодержащих сталей должна быть более стабильной и, следовательно, их предел упругости и релаксационная стойкость должны быть повышенными, что и подтвердилось данными специальных экспериментов.

Таким образом, введение бора в стали, подвергаемые термической обработке, позволяет совместить в них одновременно упрочняющий эффект от мартенситного превращения и стабилизирующее действие от атомов бора на субструктуру.

Важным основанием для использования борсодержащих сталей является положительное влияние бора на некоторые технологические свойства и, в частности, повышение прокаливаемости сталей не только со средним, но и с повышенным содержанием углерода, обычно принятым для пружинных сталей, но только в присутствии легирующих элементов. Для улучшения этих характеристик достаточно таких же малых концентраций бора, как и для улучшения основных свойств пружинных сталей. В углеродистых сталях с 0,5% С введение бора лишь незначительно повышает прокаливаемость. Однако при введении в сталь с 0,5% С таких легирующих элементов, как хром, марганец и др., наблюдается резкий рост прокаливаемости. Только в случае кремнистых сталей типа 55С2—60С2 введение бора не приводит к повышению прокаливаемости, возможно, из-за того, что кремний, вызывая сегрегацию атомов углерода по границам зерен и субзерен, препятствует преимущественному распределению в этих зонах атомов бора.

Введение бора не только способствует росту прокаливаемости многих пружинных сталей, но и улучшает условия закалки, снижая критическую скорость охлаждения в связи с ростом устойчивости переохлажденного аустенита (рис. 70). По ряду имеющихся данных, бор несколько уменьшает величину обезуглероживания стали, так как замедляет диффузию углерода. Этот эффект имеет существенное значение для пружин и рессор, так как максимальные напряжения возникают в поверхностных слоях этих упругих элементов.

С введением бора несколько укрупняется зерно аустенита (примерно на 0,5—1 балл), несмотря на то, что в борсодержащие стали при выплавке добавляют ферротитан и повышенное количество алюминия. В то же время вследствие введения этих элементов склонность к росту зерна борсодержащих сталей не больше, чем аналогичных сталей без бора.

Как показывают проведенные исследования, при добавке бора существенно повышается сопротивление малым пластическим деформациям. Так, предел упругости стали с 0,5% С и добавкой бора (-10в-3% В) после закалки и отпуска при 390° С (34 HRC) равен 1030 Мн/м2 (105 кГ/мм2), тогда как для стали без бора он составляет 880 Мн/м2 (90 кГ/мм2). Такой же прирост предела упругости отмечается и на стали с 0,8% С. Однако бор практически не влияет на величину пределов текучести и прочности, так как при деформациях, соответствующих определению указанных свойств, исходная субструктура нарушается и атмосферы из атомов бора уже не оказывают закрепляющего воздействия. Свойства пластичности и вязкости при введении бора несколько снижаются, но на склонность к хрупкому разрушению добавки бора практически не влияют.

Введение бора во все легированные стали, подвергаемые закалке и отпуску, как и в углеродистые, повышает предел упругости. В случае кремнистой стали типа 55С2 введение бора после закалки и отпуска при 350—500° С повысило предел упругости (00,01) на 98—196 Мн/м2 (10—20 кГ/мм2), что весьма существенно. Однако бор не улучшает пластичности и вязкости, а также технологических свойств этой стали. Можно лишь ожидать, что у кремнистых сталей должна несколько снизиться склонность к графитизации вследствие неизбежного присутствия в борсодержащей стали небольших количеств титана.

Практически такой же эффект улучшения сопротивления малым пластическим деформациям достигается и в результате легирования хромистой стали типа 50Х (0,56% С; 0,94 Cr) бором. Положительное влияние бора сказывается и при изотермической закалке стали на нижний бейнит. Так, после изотермической закалки с выдержкой при 300° С, 1 ч предел упругости (о0,005) составляет 956 Мн/м2 (97,5 кГ/мм2) у стали 50Х и 1080 Мн/м2 (110 кГ/мм2) у стали 50ХР. Несколько меньший количественный эффект от введения бора после изотермической закалки получен на хромованадиевой стали типа 50ХФРА. (Рост предела пропорциональности составил только 60 Мн/м2 (~6 кГ/мм2.) Однако при больших сечениях стали положительное влияние бора должно быть более значительным вследствие отмеченного эффекта повышения прокаливаемости. После закалки и отпуска прирост предела упругости у стали типа 50ХФРА оказывается на 245—275 Мн/м2 (25—28 кГ/мм2) выше, чем у стали 50ХФА, т. е. без бора.

Таким образом, эффект повышения сопротивления малым пластическим деформациям от введения в сталь малых концентраций бора имеет общий характер, так как не зависит от состава стали, не свойствен одному виду термической обработки и проявляется в структурных состояниях, наиболее важных для пружинных сталей. Существенно, что введение бора, как показано в работе, также снижает скорость роста остаточной деформации в процессе релаксации и таким образом повышает релаксационную стойкость стали.

Весьма значительный прирост предела упругости от введения бора достигнут в хромомарганцевой и кремнемарганцевой сталях типа 55ХГР (0,57% С; 1,03% Cr; 1,06% Mn; 0,039% В) и 55СГ2Р (0,54% С; 1,23% Si; 1,66% Mn; 0,002% В). Так, у первой из них после закалки с 830° С и отпуска при 400° С, соответствующего максимуму предела упругости, прирост предела упругости составляет —200 Мн/м2 (~20 кГ/мм2), а у второй после закалки с 860° С и отпуска при 400° С 150—200 Мн/м2 (15—20 кГ/мм2).

Введение бора в хромомарганцевую и кремнемарганцевую стали снижает и развитие неупругих деформаций и, следовательно, уменьшает величину внутреннего трения. Существенно, что сталь последнего состава по всей совокупности механических свойств превосходит сталь 60С2, обладая также и лучшими технологическими свойствами — большей прокаливаемостью, меньшим обезуглероживанием и большей устойчивостью зерна аустенита к росту. Несомненными преимуществами перед стандартной сталью 50ХГ обладает также сталь 55ХГР, которая не только не уступает, но по ряду показателей, как и 55СГ2Р, превосходит сталь 60С2 (табл. 13).

Однако стали типа 55ХГР и 55СГ2Р после изотермической закалки, хотя и обладают при равной прочности, пластичности и вязкости большими пределами упругости и пропорциональности (на 80—100 Мн/м2, т. е. 8—10 кГ/мм2), чем аналогичные стали без бора, но величина этих важных характеристик ниже (табл. 14), чем после закалки и отпуска, из-за присутствия в их структуре до 20% остаточного аустенита.

Таким образом, установлено, что введение бора в рессорнопружинные стали с 0,5% С улучшает их технологические свойства (прокаливаемость), а также предел упругости и релаксационную стойкость при уменьшении развития неупругих эффектов (внутреннее трение), т. е. свойств, характеризующих начало пластической деформации и развитие неупругой (обратимой) деформации соответственно. Помимо этого, введение бора обеспечивает улучшение также усталостной прочности как после закалки и отпуска, так и после изотермической закалки (табл. 14), что имеет исключительно важное значение для повышения долговечности упругих элементов. Этот результат, имея техническое значение, представляет также и определенный теоретический интерес, так как свидетельствует о существовании прямой связи между свойствами, характеризующими сопротивление малым или микропластическим деформациям, и пределом выносливости, поскольку в основе усталостного разрушения также лежат явления циклической микропластической деформации.

Об оптимальной концентрации углерода, бора и титана в пружинных сталях.

Как было показано выше, наиболее перспективными для практического применения являются рессорно-пружинные стали, составы которых отвечают маркам 55ХГР и 55СГ2Р.

На хромомарганцевобористой стали Д.И. Броном было проведено систематическое исследование влияния содержания углерода от 0,2 до 1,0% на комплекс стандартных механических свойств, включая также и такую важную характеристику, как усталостная прочность.

Результаты этого исследования показали (рис. 75), что сталь 20ХГР по значениям прочности, а сталь 80ХГР по значениям пластичности, а следовательно, и склонности к хрупкому разрушению, сильно уступает составам 40ХГР и 55ХГР. По величине коэффициента (ов*w) сталь с 0,55% С уступает стали с 0,4% С (рис. 76), но по пределу выносливости после закалки и отпуска при 300—500° С превосходит последнюю (рис. 77). При этом у стали 55ХГР оказывается выше и весь комплекс прочностных свойств, измеренных при статическом нагружении.

Поэтому при данной комбинации легирующих элементов содержание углерода -0,55%, принятое для марки 55ХГР, является оптимальным.

Для определения оптимальной концентрации бора были выплавлены стали 55ХГР и 55СГ2Р с содержанием бора от 0,003 до 0,01 %, а также без бора, и с неизбежно присутствующим в стали титаном, количество которого варьировалось от 0,06 до 0,24%, а также без титана.

При введении бора в сталь 55ХГР даже в количестве 0,003% увеличивается в среднем на 1—2 балла размер зерна аустенита. Наблюдающаяся стабилизация величины зерна при 950—1100°С, по-видимому, связана с присутствием в стали 0,06% Ti. С увеличением концентрации титана до 0,09—0,16% величина зерна у борсодержащей стали оказывается на том же уровне, что и у стали без бора.

Другая важная технологическая характеристика — прокаливаемость в случае хромомарганцевой и кремнемарганцевой стали резко возрастает при введении весьма незначительных количеств бора: 0,002—0,003% (рис. 78).

При повышенных концентрациях бора прокаливаемость сталей уменьшается, что, по-видимому, связано с образованием боридных фаз, которые, во-первых, снижают концентрацию бора в атмосферах на границах зерен и субзерен, а также в местах расположения несовершенств строения и, во-вторых, сами играют роль центров превращения.

Повышение прокаливаемости благодаря присутствию бора достигается только в том случае, если в сталь до его введения для раскисления и деазотирования добавляют титан, известное количество которого остается в стали и после затвердевания. Однако при повышении концентрации титана образующиеся избыточные фазы — карбиды, карбонитриды или окислы — оказывают инициирующее влияние на распад переохлажденного аустенита и по этой причине уменьшают прокаливаемость (см. рис. 78).

Как следует из приведенных данных, зависимость прокаливаемости хромомарганцевой и кремнемарганцевой — от концентрации бора и титана имеет экстремум.

Как показало исследование сопротивления малым пластическим деформациям указанных сталей, зависимость этого основного свойства от концентрации бора и титана также характеризуется наличием экстремума (рис. 79, 80). В случае стали 55ХГР максимальное значение предела упругости отвечает 0,006% В и 0,16% Ti соответственно. В случае стали 55СГ2Р концентрации бора и титана, необходимые для достижения максимального предела упругости, несколько иные, чем для предыдущей стали: 0,06—0,1 % Ti и 0,003% В соответственно. Возможно, что меньшая величина оптимальных концентраций титана и бора в стали последнего состава связана с более полным ее раскислением под воздействием входящих в ее состав основных легирующих элементов — кремния и марганца. Если положительное влияние бора, по-видимому, связано с прочным закреплением дефектов строения, то причины влияния титана не вполне ясны. Можно лишь предположить, что титан, измельчая зерно и стабилизируя субструктуру, усиливает действие бора.

Таким образом, зависимости прокаливаемости и сопротивления малым пластическим деформациям от концентрации бора и титана характеризуются наличием экстремума. При этом концентрации указанных компонентов, соответствующие этим экстремумам, мало различаются между собой. Этот факт можно объяснить тем, что на дефектах строения образуются атмосферы из атомов бора, которые, с одной стороны, уменьшают избыточную энергию этих дефектов и тем ослабляют их инициирующее воздействие на ход превращения переохлажденного аустенита и повышают прокаливаемость, а с другой, — вследствие упругого и химического взаимодействия с дислокациями уменьшают их подвижность в решетке a-фазы после закалки и отпуска, что в конечном счете и объясняет рост предела упругости.

Введение бора и титана в хромомарганцевую и кремнемарганцевую стали оказывает сравнительно небольшое влияние на их прочностные и пластические свойства. В случае стали 55СГ2Р повышенная прочность соответствует 0,003% В, а затем она несколько снижается, но все же остается выше, чем в стали без бора; пластичность стали при введении бора уменьшается. Практически такой же эффект отмечается и для хромомарганцевой стали, но у нее прочность растет, хотя и слабо, с увеличением концентрации бора. Введение титана несколько уменьшает прочность стали 55СГ2Р, но повышает ее у стали 55ХГР. Однако пластичность остается постоянной.

Существенно, что по всему комплексу механических свойств и особенно по пределу упругости стали 55СГ2Р и 55ХГР превосходят стандартную кремнистую сталь 55С2.

Как указывалось выше, для полной оценки новых марок стали необходимо достаточно подробно определить их технологические свойства, а также те характеристики, которые непосредственно связаны с поведением изделий в условиях их службы. Технологические свойства сталей 55ХГР и 55СГ2Р оказались выше, чем стандартной кремнистой стали 60С2. В частности, что очень важно, они отличаются меньшей склонностью к обезуглероживанию. После нагрева при 950° С в течение 15 мин и охлаждения на воздухе сталь 60С2 имеет обезуглероженный слой глубиной 0,11—0,12 мм, сталь 55СГ2Р 0,04—0,05 мм и сталь 55ХГР 0,03—0,05 мм. Преимущество новых борсодержащих сталей в этом отношении сохраняется и после нагрева в газовой печи при 970—980° С, т. е. в условиях обычной заводской технологии термической обработки рессор. В этом случае величина обезуглероженного слоя у стали 55СГ2Р составила 0,04—0,06 мм, у стали 55ХГР 0,03—0,05 мм, а у стали 60С2 0,14—0,15 мм.

Важным преимуществом борсодержащих сталей, как уже отмечалось выше, является их большая прокаливаемость и меньшая критическая скорость охлаждения по сравнению со сталями 55С2 или 60С2. Благодаря этому (см. рис. 56 и 81) в борсодержащих сталях при их закалке, даже с охлаждением на воздухе, можно получать мартенситную структуру с твердостью 55—57 HRC (сталь 55ХГР) или троостомартенситную с твердостью 52—54 HRC (сталь 55СГ2Р); твердость стали 60С2 после этой же обработки составляла 45 HRC.

Таким образом, для закалки пружин и рессор из стали 55ХГР можно применять воздушное охлаждение, что дает несомненные технологические преимущества. Наконец, борсодержащие стали благодаря присутствию небольших количеств титана отличаются пониженной склонностью к сильному росту зерна, т. е. к перегреву. Первые признаки этого эффекта у стали 55ХГР и 55СГ2Р отмечаются после нагрева до 1050° С, а у стали 60С2 — при 950—1000°С.

Для полной характеристики свойств борсодержащих сталей была определена их ударная вязкость при температурах от +20 до -60° С, которая оказалась на том же уровне, что и у стали 60С2.

Для оценки поведения упругих элементов из этих сталей в условиях службы также определяли релаксационную стойкость, длительную прочность, деформацию ползучести, предел выносливости и величину остаточных напряжений.

Релаксационную стойкость в условиях одноосного растяжения при о0 = 1180 Мн/м2 (120 кГ/мм2) характеризует увеличение коэффициента Пуассона как меры роста остаточной деформации при релаксации. Этот рост за 500 ч составил 4% для стали 55ХГР и 8,7% для стали 60С2. За 24 ч релаксация напряжений составила 3,7% для стали 60С2, 3,4% для стали 55СГ2Р и 1,6% для стали 55ХГР (рис. 82). Таким образом, для получения высокой релаксационной стойкости пружинной стали необходимо ее легирование элементами, повышающими энергию активации диффузии и создающими сильные связи в атмосферах на дислокациях. К таким элементам в первую очередь относятся карбидообразующие и, в частности, хром. Поэтому релаксационная стойкость стали 55ХГР выше, чем стали 55СГ2Р или 60С2.

Длительная прочность и деформация ползучести борсодержащих сталей при 20° С характеризуются данными табл. 15. Таким образом, длительная прочность новых сталей значительно выше, чем широко распространенной в промышленности кремнистой стали.

Значение предела выносливости образцов из сталей 60С2, 55ХГР и 55СГ2Р после закалки и отпуска при 470—480° С (401—415 HB) в условиях симметричного цикла плоского изгиба на базе 5*10в-6 циклов оказались следующими: 328 Мн/м2 (33,5 кГ/мм2), 397 Мн/м2 (40 кГ/мм2), 368 Мн/м2 (37,5 кГ/мм2) соответственно. Следовательно, по усталостной прочности борсодержащие стали 55ХГР и 55СГ2Р превосходят сталь 60С2.

Указанное изменение пределов выносливости на образцах с «черной» поверхностью, по-видимому, находится также в зависимости от величины обезуглероженного слоя, образовавшегося в процессе горячей прокатки и последующей термической обработки.

По данным Д.И. Брон, предел выносливости стали 55ХГР, как и сталей 60С2 и 50ХГ, возрастает с повышением температуры закалки, правда, до определенных ее пределов, что можно видеть из следующих данных (отпуск после закалки при 490—510° С; твердость 40—42 HRC):

При дальнейшем повышении температуры закалки предел выносливости снижается.

Предел выносливости на базе 5*10в-6 циклов (односторонний изгиб образцов) в условиях коррозионного воздействия водопроводной воды составляет 137 Мн/м2 (14 кГ/мм2) для стали 55ХГР, 144 Мн/м2 (14,7 кГ/мм2) для стали 55СГ2Р и 152 Мн/м2 (15,5 кГ/мм2) для стали 60С2. Несколько более высокие значения предела выносливости у стали 60С2 по сравнению со сталями 55ХГР и 55СГ2Р можно объяснить наличием на поверхности этой стали обезуглероженного слоя с ферритной структурой.

Существенное влияние на усталостную прочность пружин и рессор оказывает величина остаточных напряжений: В работе с помощью известного метода Н.Н. Давиденкова и Е.М. Шевандина были определены остаточные напряжения в пружинной стали 55ХГР (0,57% С, 1,14% Cr, 1,03% Mn и 0,0037% В) на закаленных и отпущенных образцах размером 6x25x250 мм. После закалки с 950—1100° C в струе воздуха или в масле (60—62 HRC) на поверхности возникают напряжения растяжения, которые по мере удаления от поверхности уменьшаются, а затем заменяются напряжениями сжатия. Величина растягивающих напряжений в поверхностных слоях тем больше, чем выше температура закалки (рис. 83, 84). После закалки с 850° С растягивающие напряжения обнаруживаются в поверхностных слоях только в том случае, если охлаждение проводилось в масле. После охлаждения от этой температуры на воздухе на поверхности действуют сжимающие напряжения. Появление в поверхностных слоях растягивающих напряжений означает, что они вызваны структурными превращениями при закалке.

В результате отпуска при 500° С на твердость 42—43 HRC, принятую для автомобильных рессор, изменяется не только величина, но и знак остаточных напряжений (рис. 83, 84). В итоге в поверхностном слое напряжения становятся сжимающими, поскольку в процессе нагрева снимаются закалочные напряжения, а в процессе быстрого охлаждения (в воде) от температуры отпуска возникают тепловые. Величина этих напряжений, как доказывают авторы, тем больше, чем выше температура отпуска, поскольку при этом снижается сопротивление пластическим деформациям, и больше скорость охлаждения (из-за увеличения температурного градиента).

Таким образом, по технологическим и механическим свойствам, особенно таким важным, как пределы упругости и выносливости, релаксационная стойкость и длительная прочность, борсодержащие стали 55ХГР и 55СГ2Р имеют несомненные преимущества перед сталями 55С2, 60С2 и 50ХГ.