Средне- и высоколегированные углеродсодержащие пружинные стали со вторичным твердением » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Средне- и высоколегированные углеродсодержащие пружинные стали со вторичным твердением

10.06.2021

Применяемые в настоящее время пружинные стали упрочняются мартенситным превращением и последующим отпуском, в процессе которого преобразуется субструктура и выделяются карбиды. В большинстве пружинных сталей эти карбиды — цементитного типа и отличаются сравнительно большой скоростью коагуляции. Поэтому их упрочняющее действие с повышением температуры отпуска быстро ослабевает. В итоге получению оптимальной полигонизованной субструктуры a-фазы при отпуске отвечает достаточно далеко зашедший процесс коагуляции карбидов. Введение небольших количеств карбидообразующих элементов, например хрома или ванадия, хотя и уменьшает скорость коагуляции, но все же упрочняющий эффект от выделившихся карбидов оказываается невысоким.

Для сохранения высокодисперсных карбидов в сталь вводят повышенное количество легирующих элементов, преимущественно карбидообразующих, с тем чтобы вместо цементитного карбида получить специальные карбиды. Эти карбиды могут возникать либо в результате «превращения цементита на месте» вследствие диффузии в него легирующих элементов, либо в результате самостоятельного зарождения, когда частицы цементитного карбида переходят в твердый раствор, а вместо них возникает специальный карбид. «Превращение на месте» может лишь задержать дальнейшую коагуляцию частиц карбидной фазы, но не может вызвать упрочнения, поскольку размер этих частиц и расстояние между ними остается при этом практически неизменным. Напротив, как указывает Р.В. Хоникомб, самостоятельное зарождение легированных карбидов является по существу процессом старения, который и проявляется в виде эффекта вторичного твердения. Относительно влияния этого эффекта на свойства пружинных сталей нет данных, однако в высокопрочных конструкционных его используют. Многие высокопрочные стали указанного назначения содержат легирующие элементы, создающие эффект вторичного твердения, и отпуск изделий проводят при температурах, соответствующих развитию этого процесса.

К числу карбидообразующих легирующих элементов, часто вводимых в сталь и образующих специальные карбиды, относятся хром, ванадий, молибден и др. Однако карбиды хрома, например типа Cr7C8, образуются «на месте» и только в сталях с 10—12% Cr за счет самостоятельного зарождения карбидов этого типа возможен лишь очень слабо выраженный эффект вторичного твердения. Этот эффект выявляется очень четко в сталях, содержащих повышенное количество ванадия и молибдена и притом, как показано Ирани, на стадии предвыделения, когда в решетке твердого раствора образуются зоны. Наряду с эффектом вторичного твердения определенную роль в достижении высокой прочности играет и упрочнение, создаваемое этими элементами, благодаря их растворению в a-твердом растворе.

По данным, ванадий, присутствуя в твердом растворе, практически не влияет на сопротивление микропластическим деформациям (е-10в-6), но повышает деформационное упрочнение, так как тормозит развитие поперечного скольжения. Молибден, по данным, а также хром, по данным Б.Г. Белякова, повышают сопротивление малым пластическим деформациям а-твердого раствора. Однако, как указывалось выше, присутствие малых количеств хрома в стали с 0,5% С (сталь 50Х) мало сказывается на величине предела упругости, тогда как влияние ванадия более сильное (сталь 50ХФА).

Кроме указанных механизмов упрочнения, следует учитывать также и возникновение в сталях, содержащих ванадий или молибден, прочных атмосфер из атомов углерода и легирующих элементов на дислокациях, стабилизирующих субструктуру мартенсита. Наряду с этими сильно карбидообразующими элементами в высокопрочной стали, независимо от того, используется ли эффект вторичного твердения, необходимо присутствие хрома, который обеспечивает повышенную прокаливаемость и закаливаемость стали. Поэтому в современных высокопрочных сталях, как правило, содержится 3—5% хрома. В составе стали может быть также кремний, который изменяет субструктуру мартенсита, усиливая двойникование, что ведет к росту прочности, но при сниженной пластичности. Этот элемент также замедляет коагуляцию карбидов, особенно на начальных стадиях отпуска.

Таким образом, регулируя условия карбидообразования путем изменения количества и сочетания легирующих элементов, а также термической обработки, можно добиться того, чтобы образованию при отпуске оптимальной субструктуры матричной фазы соответствовали дисперсные и когерентно связанные с ней карбиды цементитного типа или специальные, возникшие в результате самостоятельного зарождения. В этом отношении большой интерес представляют стали, претерпевающие вторичное твердение, поскольку, варьируя температуру их отпуска, можно в широких пределах изменять как субструктуру, так и количество, дисперсность и тип карбидных фаз. Таким образом, можно определить те структурные состояния, которые создают высокое сопротивление микропластическим деформациям.

С этой целью были изучены свойства серии хромомолибденованадиевых сталей с разным содержанием хрома и молибдена, часть из которых была также дополнительно легирована кремнием. Составы стали были выбраны таким образом, что позволяли оценить также влияние хрома, молибдена и кремния на свойства пружинных сталей (табл. 16). Это представляет и непосредственный практический интерес для создания новых пружинных сталей тем более, что имеются, указания на применение для изготовления рессор и пружин ответственного назначения хромомолибденовой стали 6DA (048% С; 1% Cr и 1% Mo), а также стали H11 (0,4% С; 5% Cr; 1% Mo; 1% V и 1% Si).
Средне- и высоколегированные углеродсодержащие пружинные стали со вторичным твердением

Механические свойства сталей после закалки и отпуска приведены в табл. 17. Из данных этой таблицы следует, что все указанные в ней стали в результате отпуска при 500—600° С претерпевают вторичное твердение. Вследствие этого процесса пределы текучести и пропорциональности, как правило (за исключением 50ХМФ), выше, чем после низкого отпуска. Только у наиболее высоколегированных сталей 50Х5СМФ и 50Х5СМЗФ предел прочности после вторичного твердения выше, чем после отпуска при 200° С.

Изменение свойств при отпуске сталей связано как с распадом мартенсита, так и с процессами изменения количества и состава карбидов. По данным работы, в стали типа 40Х5СМФ (0,34% С), близкой к 50Х5СМФ, при низком и среднем отпуске выделяется карбид цементитного типа, содержащий небольшие количества легирующих элементов. Стадия разупрочнения при 425° С (до вторичного твердения) связана с более полным распадом мартенсита. Вторичное твердение отмечается при 525° C, когда количество карбидов (цементитного типа) уменьшилось и выделились дисперсные и когерентные частицы карбидов типа VC и Me6С. По-видимому, подобные же структурные процессы происходят и во всех сталях, которые приведены в табл. 23, только в них несколько смещены температурные области указанных структурных изменений.


Значительный интерес представляют данные о сопротивлении сталей большим и малым пластическим деформациям (в том числе и микропластическим) после отпуска (табл. 17 и рис. 85, 86). Если графики зависимости напряжение — микропластическая деформация экстраполировать на нулевую деформацию, то можно определить условный порог упругости, т. е. напряжение, по превышению которого фиксируется остаточная деформация. Из данных табл. 18 следует, что величина порога упругости практически не зависит от степени легирования. Она зависит от структурного состояния стали, определяемого режимом отпуска. С повышением температуры отпуска, например стали 50Х5МФ, от 200 до 500° С его величина снижается от 295 Мн/м2 (30 кГ/мм2) до 98 Мн/м2 (10 кГ/мм2), претерпевая подъем с 98 Мн/м2 (10кГ/мм2) до 196 Мн/м2 (20 кГ/мм2) при температуре вторичного твердения (600° С), а затем повторное снижение. Анализ результатов, представленных в табл. 17, также показывает, что коэффициент упрочнения в области микропластической деформации (10в-6—10в-5) значительно больше, чем в области малых и макропластических деформаций [от 10в-5 до 10в-3 (т. е. до от)]. Это предположительно объясняется тем, что в первой области основной эффект упрочнения связан с исчерпыванием (т. е. уменьшением) при нагружении числа подвижных дислокаций, действием высокодисперсных частиц карбидов, тогда как для второй справедлив обычный деформационный наклеп вследствие роста плотности дислокаций, их закрепления или связывания, а также тормозящее действие частиц карбидов.

Из данных табл. 17 видно, что максимум сопротивления микро-пластическим и малым пластическим деформациям всех сталей достигается при температуре отпуска 400° С в области температур первичного твердения. Эти характеристики, хотя и претерпевают после спада при 500° С вторичный подъем, но остаются заметно ниже, чем после среднего отпуска. Однако степень деформационного упрочнения стали, особенно в области остаточных деформаций порядка 10в-4—10в-3, оказывается наибольшей после отпуска в области вторичного твердения. Поэтому пределы пропорциональности и текучести после отпуска на вторичное твердение оказываются выше, чем после низкого и среднего отпуска, когда этого твердения не отмечается. Эти данные свидетельствуют о том, что структурные состояния (или режимы термической обработки), соответствующие достижению максимального сопротивления малым (или микропластическим) и макроскопическим деформациям, существенно различаются между собой.

Следует учитывать, что высоколегированные стали, содержащие значительное количество хрома, молибдена и ванадия, т. е. типа 50Х5МФ и т. п., после отпуска в области вторичного твердения обладают высокой склонностью к хрупкому разрушению и весьма часто — к коррозии под напряжением. В этом структурном состоянии характеристики пластичности (b, % и w, %), определенные на гладких образцах, могут быть на достаточно высоком уровне, но при испытании образцов с концентраторами напряжений отчетливо выявляется их хрупкость.

Сопоставление данных табл. 17 в то же время показывает, что максимальное сопротивление малым (или микро) и большим пластическим деформациям доcтигается в сталях одного состава (50Х5СМФ и 50Х5СМЗФ), которые характеризуются высоким коэффициентом упрочнения в области микро- и макропластических деформаций. Сопоставление свойств разных сталей показывает, что наиболее сильное влияние на сопротивление микро-(или малым) пластическим деформациям и на коэффициент упрочнения оказывают молибден (при увеличении концентрации от 1 до 3%) и кремний (правда, при одновременном легировании стали хромом, молибденом и ванадием).

В соответствии с данными работы можно предположить, что максимальное сопротивление микропластическим деформациям достигаются при температуре отпуска, соответствующей выделению наибольшего количества дисперсных карбидов цементитного типа, которые из-за наличия таких легирующих элементов, как молибден и ванадий, остаются еще когерентно связанными с решеткой a-фазы (мартенсита), которая сохраняет повышенное содержание углерода и легирующих элементов, а также измельченную субструктуру. Для прочностных свойств, которые определяются сопротивлением большим и умеренным пластическим деформациям, помимо количества и дисперсности карбидов когерентно связанных с матрицей, большое значение имеет их прочность, так как только тогда они не будут перерезаться при этих деформациях. Указанные особенности состояния и распределения карбидных частиц достигаются в результате вторичного твердения.

Влияние хрома на сопротивление микропластическим деформациям и коэффициент упрочнения стали в этой области деформации относительно невелико, тогда как величина предела текучести при введении хрома, особенно после вторичного твердения, очень заметно возрастает. На предел пропорциональности и прочности еще более сильно влияют кремний и молибден, наиболее значительно повышающие коэффициент упрочнения также и в области макродеформаций. Однако при высоком содержании молибдена сталь становится весьма хрупкой (см. табл. 17) и поэтому возможность ее практического использования оказывается ограниченной.

Из табл. 17 следует, что при напряжениях, соответствующих пределу пропорциональности, в стали уже заметно развивается пластическая деформация. Поэтому, если выбирать режим термической обработки упругих элементов по значениям предела пропорциональности, то можно допустить ошибку. Так, максимальный предел пропорциональности стали 50Х5СМФ достигается после отпуска при 550° С (табл. 17), тогда как максимальное напряжение, соответствующее остаточной деформации 2*10в-6 или 2*10в-5 (т. е. о0,0002 и о0,002) — после отпуска при 400° С. После отпуска при 550° С величины о0,0002 и о0,002 в 2—3 раза меньше (табл. 17). Следовательно, характеристики упругих элементов будут в последнем случае ниже.

Легирование стали хромом, молибденом и кремнием влияет и на неупругие эффекты, поскольку в их основе лежат процессы обратимой микродеформации, осуществляемые по дислокационному механизму. Это отчетливо подтверждает, например, сопоставление данных табл. 24 и рис. 87, из которого следует, что те стали, которые обладают максимальным сопротивлением развитию микропластических деформаций отличаются также и меньшим упругим гистерезисом. Аналогичная корреляция существует и с величиной упругого последействия (рис. 88). Это означает, что изменение состава и структуры стали, обеспечивающее повышение сопротивления микропластическим деформациям, т. е. необратимому движению дислокаций, создает также и препятствия обратимому движению дислокаций, от интенсивности которого зависят и гистерезис, и упругое последействие.


Величина упругого последействия (или микроползучести) тем выше, чем больше напряжения. После завершения микроползучести дальнейшее увеличение напряжений сначала не вызывает роста пластической деформации — она возникает только по достижении определенного их прироста. При этом кривые нарастания пластической деформации в функции напряжения при ступенчатом (когда развивалась микроползучесть) или непрерывном нагружении практически совпадают. Это свидетельствует о том, что в развитии микропластической (остаточной) деформации и микроползучести (последействия), независимо от атермического или термически активируемого скольжения — участвует одно и то же число дислокаций (рис. 89). Это может быть в случае малого активационного объема в области микродеформации, так как частицы карбидов при этом не перерезаются дислокациями. Упрочнение на этой стадии микродеформации определяется дисперсностью и числом карбидных частиц. Это подтверждается тем, что наибольшее сопротивление этой деформации достигается в исследованных сталях после отпуска при 400° С, когда выделяется наибольшее количество карбидов, а матрица (мартенсит) еще содержит повышенное количество углерода и легирующих элементов. Величина микроползучести или упругого последействия тем меньше, чем выше коэффициент упрочнения (рис. 90).

В связи с этим при оценке качества пружинных сплавов надо учитывать не только абсолютное значение предела упругости, но и величину коэффициента упрочнения при напряжениях, соответствующих рабочим, или во всяком случае при напряжениях, равных пределу упругости. Чем выше коэффициент упрочнения, тем выше свойства пружинного сплава. Отсюда следует, что коэффициент упрочнения должен рассматриваться как критерий оценки свойств пружинных сталей (табл. 18). Из исследованных сталей меньшие значения упругого гистерезиса и упругого последействия и больший уровень рабочих напряжений могут быть достигнуты на сталях 50Х5СМФ и 50Х5СМЗФ, из которых первая по всему комплексу свойств может быть рекомендована для прецизионных УЧЭ (упругих чувствительных элементов).

Помимо комплекса механических свойств, определяемых в области макро- и микропластических деформаций, для полной характеристики пружинных сталей необходимо установить также и их технологические свойства. Хромомолибденованадиевые стали с содержанием 3—5% Cr отличаются высокой прокаливаемостью и могут закаливаться при охлаждении на воздухе. Этот последний эффект имеет важное значение для точных измерительных упругих элементов, так как после закалки на воздухе в этих изделиях уменьшаются остаточные напряжения. Чем ниже их уровень, тем выше стабильность упругих элементов. Кроме того, хромомолибденованадиевые стали отличаются малой склонностью к перегреву. Эта стабильность структуры при нагреве, особенно вследствие наличия сильнокарбидообразующих легирующих элементов, должна обеспечить возможность эффективного применения высокотемпературной термомеханической обработки, что и доказано в результате специального исследования.

Таким образом, в результате проведенного исследования доказано, что перспективным материалом для ответственных пружин и других упругих элементов являются высоколегированные стали, в частности типа 50Х5СМФ или 50Х5МФ, подвергаемые

двойной термической обработке — закалке и отпуску при 400° С. Эти же стали могут быть использованы и для работы при повышенных температурах. Однако для этого отпуск, по-видимому, надо проводить в области вторичного твердения.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: