Мартенситно-стареющие пружинные стали » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Мартенситно-стареющие пружинные стали

10.06.2021

Как указывалось ранее, наиболее эффективным направлением повышения сопротивления микро- и малым пластическим деформациям и снижения неупругих эффектов, также связанных сдвижением дислокаций, является одновременная реализация в одном сплаве нескольких структурных механизмов упрочнения. К числу таких комплексных методов упрочнения относится, в частности, совмещение мартенситного превращения с дисперсионным твердением. Однако как было показано выше, если это дисперсионное твердение (в области так называемого вторичного твердения) происходит за счет выделения специальных карбидов в углеродсодержащих легированных сталях (типа 50Х5МФ и др.), то совмещения этого структурного механизма упрочнения с мартенситным превращением по существу не происходит. Это объясняется тем, что при температурах отпуска, отвечающих вторичному твердению, из матричной a-фазы очень интенсивно выделяется углерод, соответственно уменьшается концентрация легирующих элементов, а также идет огрубление субструктуры. В итоге собственное упрочнение матрицы весьма невысоко и основной причиной упрочнения стали в области вторичного твердения является только процесс дисперсионного твердения. Таким образом, в данном случае комплексное упрочнение не реализуется и поэтому отмечается лишь очень небольшое повышение предела упругости, которое значительно уступает достигаемому после низкого или среднего отпуска, когда при сохранении матрицы с мартенситной структурой (при повышенной плотности дислокаций, содержания углерода и легирующих элементов) выделяется достаточно большое количество карбидов. Наблюдающийся в этом случае рост сопротивления малым пластическим деформациям за счет выделения карбидов цементитного типа можно называть первичным твердением, в отличие от вторичного, когда выделяются дисперсные и весьма медленно коагулирующие специальные карбиды.

Действительное совмещение упрочнения от мартенситного превращения и от дисперсионного твердения можно получить лишь на очень высоколегированных сталях — углеродсодержащих или безуглеродистых, в которых при температурах выделения специальных карбидов или интерметаллидов соответственно матрица благодаря высокому содержанию в ней легирующих элементов сохраняет субструктуру мартенсита.

Такое совмещение двух указанных структурных механизмов упрочнения реализовано в мартенситно-стареющих сталях, которые обладают уникальным сочетанием прочности и пластичности при высоком сопротивлении развитию трещины, что является следствием весьма незначительной концентрации в них углерода. Они представляют собой перспективный материал для изготовления не только оболочек, корпусов и т. п., но как показали работы, также и разнообразных упругих элементов ответственного назначения. Помимо ценных механических свойств, мартенситно-стареющие стали имеют хорошие технологические характеристики — высокую пластичность после закалки, что обеспечивает возможность широкого применения операций холодной деформации, подвергаются сравнительно простой термической обработке, отличаются хорошей обрабатываемостью резанием, свариваемостью и т. д., что очень важно для использования этих сталей в качестве пружинного материала.

К настоящему времени известно большое число составов мартенситно-стареющих сталей на железо-никелевой основе, в большинстве случаев дополнительно легированных следующими элементами (одним или несколькими): кобальтом, молибденом, титаном, алюминием или (и) ниобием. В тех случаях, когда мартенситно-стареющие стали должны также обладать коррозионной стойкостью, в их составе присутствует хром.

В качестве пружинного материала были опробованы следующие мартенситно-стареющие стали: Н20ТЮР, Н18К8МЗТ, Н18К9М5Т и нержавеющая сталь Н10Х12Д2ТБ. Составы этих сталей приведены в табл. 19.
Мартенситно-стареющие пружинные стали

На рис. 91 показано влияние температуры закалки на свойства сталей Н18К9М5Т и Н10Х12Д2ТБ, а на рис. 92 — на свойства сталей Н18К8МЗТ и Н20ТЮР.

Из этих данных и особенно результатов измерения электросопротивления следует, что практически полное растворение избыточных фаз и устранение концентрационного расслоения, происходящего при а—>у-превращении, и получение в итоге достаточно однородного аустенита достигается при 830° С для стали Н18К9М5Т, при 870° С для стали Н10Х12Д2ТБ и при 820° С для сталей Н20ТЮР и Н18К8МЗТ. О расслоении концентраций в стали Н18К9М5Т и возможном образовании доменов с упорядоченной структурой, сохраняющихся после закалки при 800° С, свидетельствует не только повышенное абсолютное значение электросопротивления, но и его снижение под влиянием холодной пластической деформации с 0,670 до 0,630 мком*м. При быстром нагреве стали Н18К9М5Т при 850° С, когда расслоения не происходит, так как a—>у-превращение идет по мартенситному механизму, характер изменения электросопротивления в изотермических условиях носит плавный характер, а при медленном нагреве отмечается явный максимум (рис. 93). Это расслоение концентраций в у-фазе стали Н10Х12Д2ТБ может сохраняться и до 900° С. В случае сталей Н18К9М5Т и Н20ТЮР нагрев до указанных выше температур не вызывает роста зерна, но у стали Н10Х12Д2ТБ укрупнение зерна оказывается заметным.


Установленные оптимальные температуры закалки значительно выше критических, соответствующих завершению а —> у-превращения (Ac3 = 730° С для сталей Н18К9М5Т и Х12Н10Д2ТБ и 760° С — для Н18К8МЗТ). Это повышение температур закалки по отношению к точке Ac3 по сравнению, например, с углеродистыми сталями объясняется тем, что только в этих условиях скорость диффузионных процессов достаточно высока для получения однородного аустенита. Изменение температуры закалки в интервале от 800 до 1000° С практически не влияет на прочность и твердость, но предел упругости несколько снижается и только по достижении оптимальных температур достигает постоянного значения. Скорость охлаждения от температуры закалки, как обычно считают, не имеет существенного значения и может быть весьма небольшой (на воздухе или даже с печью). Однако по результатам наших опытов и данным, более высокие прочностные свойства достигаются после охлаждения в жидком азоте. Возможно, что это связано с более полным, хотя и очень вялым, протеканием мартенситного, превращения. При получении после закалки мартенситно-стареющих сталей значительных количеств остаточного аустенита (из-за неблагоприятного сочетания легирующих элементов), обработка холодом может и не дать ожидаемого эффекта.

При закалке сталей Н18К9М5Т и Н10Х12Д2ТБ с охлаждением на воздухе до 20° С, по-видимому, не достигается точка Mк и поэтому в их структуре сохраняется небольшое количество остаточного аустенита, который превращается в мартенсит только при последующей обработке холодом. За счет этого превращения и возрастает предел упругости (рис. 91) — свойство, особенно чувствительное к количеству остаточного аустенита.

Для всех мартенситно-стареющих сталей в закаленном состоянии, в том числе для сталей Н18К9М5Т и H10Х12Д2ТБ, характерно высокое значение отношения от/ов, составляющее ~0,9. Это свидетельствует о крайне низком коэффициенте деформационного упрочнения мартенсита рассматриваемых сталей, что главным образом связано с низким содержанием в нем углерода (и азота).

Поэтому, а также вследствие высокой пластичности (b больше 15% и w больше 60%) мартенситно-стареющие стали после закалки можно подвергать довольно значительной холодной пластической деформации и изготовлять упругие элементы, даже сравнительно сложной конфигурации, штамповкой или другими способами формоизменения.

Значительное повышение твердости, прочности и особенно сопротивления малым пластическим деформациям наблюдается после старения закаленных сталей. На рис. 94—96 показано изменение свойств сталей Н18К9М5Т, Н10Х12Д2ТБ, Н18К8МЗТ и Н20ТЮР при старении. На кривых относящихся к первым двум сталям, можно различить по крайней мере три стадии. Первая стадия характеризуется очень быстрым изменением свойств особенно ускоренным ростом предела упругости. Так, за время старения, равное ~6 сек, при 450° С предел упругости (а0,002) стали Н18К9М5Т увеличивается с 315—340 Мн/м2 (32—34 кГ/мм2) до 705—880 Мн/м2 (72—90 кГ/мм2), т. е. более чем в два раза.

Рост сопротивления большим пластическим деформациям (твердости) намного меньше: с 280 до 300—400 HV (рис. 94).

Продолжительность первой стадии очень мало зависит от температуры, что свидетельствует о весьма низкой энергии активации протекающего при этом структурного процесса. В это время, как это следует из данных, происходит процесс возврата, заключающийся в перераспределении дислокаций, образовавшихся в результате мартенситного превращения, о чем свидетельствует уменьшение ширины дифракционных линий в процессе старения (рис. 94) и данные работы. Кроме того, во время первой стадии старения идет распад твердого раствора, который из-за сильного его пересыщения протекает без преодоления активационного барьера (спинодальный распад) с образованием большого числа зародышей (частиц) избыточных фаз (или сегрегаций) в узлах сетки дислокаций или происходит по типу матричного выделения по всему объему зерен, независимо от присутствия дефектов. Из-за высокой плотности дислокаций и чрезвычайно высокой дисперсности образовавшихся зародышей (частиц) их присутствие при использовании современных методов электронной микроскопии «на просвет» не выявляется. Только на более поздних стадиях процесса распада пересыщенного твердого раствора на дислокациях заметны тонкие выделения избыточных фаз размером 5—10 нм (50—100 А).

Сочетание измельченной субструктуры матрицы и дисперсных равномерно распределенных зародышей избыточных фаз создает значительные препятствия для развития микро- или малых пластических деформаций. Можно предположить, что в этом случае продвижение дислокаций происходит путем перерезания частиц (зародышей) согласно теории Анселла—Ленеля, так как для их огибания, при условии малого расстояния между частицами и достаточно плотной дислокационной сетки, требуются еще более высокие напряжения. Несмотря на высокую дисперсность, эти зародыши обладают значительно более высоким сопротивлением сдвигу, чем зоны Г.—П.

При длительном старении, соответствующем уже второй стадии распада пересыщенного твердого раствора, величина частиц избыточной фазы растет, причем наименее устойчивые зародыши (частицы), возникшие во время первой стадии, растворяются, и происходит диффузионный рост более устойчивых частиц, расположенных на краевых компонентах дислокационных петель. Действительно, при электронномикроскопических исследованиях частицы избыточных фаз обнаруживаются именно на дислокациях. Энергия активации второй стадии для стали Н18К95Т составляет 166,7 дж/моль (39,7 ккал/моль), а для Н10Х12Д2ТБ — 216,3 кдж/моль (51,5 ккал/моль). Эти значения, несколько ниже энергии активации диффузии в феррите.

Основная причина этого различия — большая плотность дефектов в a-фазе, возникшей по мартенситному механизму, что и ведет к ускорению диффузионных процессов. Поэтому можно считать, что в основе изменения свойств во время второй стадии лежат процессы диффузии. Состав и структура частиц, выделяющихся во время старения, зависят от состава и обработки стали. В частности, в стали, легированной титаном, выделяется фаза Ni3Ti или NiTi, в сталях, легированных молибденом, Fe2Mo или Ni3Mo, или (Fe, NO3Мо, а в стали, содержащей медь, последняя и будет выделяться. В сложнолегированных сталях выделяются несколько фаз в различной последовательности или одновременно, например, в стали Н18К9М5Т—Ni3Ti, с неупорядоченной ГПУ-структурой и (Fe, Ni, Со)3Мо, в стали Н10Х12Д2ТБ — медь и NiTi. Для изменения свойств на первой стадии старения, характеризующейся высокой скоростью упрочнения, не имеет значения, какая именно из двух фаз при этом выделяется, например медь или NiTi. Начало второй стадии старения выявляется по весьма резкому падению скорости упрочнения, по-видимому, вследствие растворения менее устойчивых частиц, о чем свидетельствует некоторое уменьшение темпа снижения электросопротивления. Затем следует заметный рост упрочнения, но со значительно меньшей скоростью, чем на первой стадии.

Хотя во время второй стадии число частиц избыточной фазы и уменьшается, упрочнение растет. Это может быть связано с увеличением прочности выделяющихся частиц, что требует больших напряжений для их перерезания или включения нового механизма продвижения дислокаций, например, огибания. Еще не установлено, какой именно из этих процессов в действительности реализуется на второй стадии старения.

Наибольшие значения предела упругости (00,002) у сталей различных марок следующие:

Оптимальные режимы старения для первых сталей 450° С, 4 ч и 450° С, 6 ч, а для двух последних 480° С, 15 мин соответственно. При этом чем ниже температура старения мартенситно-стареющих сталей, тем выше предел упругости, но, естественно, более продолжительна выдержка.

Приведенные выше данные показывают, что мартенситно-стареющие стали по абсолютной величине предела упругости превосходят большинство известных пружинных сталей и сплавов. При этом величина их предела упругости может быть еще больше повышена при использовании двухступенчатого старения. В частности, у стали Н18К9М5Т после предварительного старения при 480° С в течение 30 мин, а затем старения при 425° С в течение 8 ч предел упругости о0,002 повысился до 1575 Мн/м2 (161 кГ/мм2), а о0,005 — до 1870 Мн/м2 (191,2 кГ/мм2) (рис. 97). Этот рост предела упругости связан с тем, что удается совместить действие выделений двух типов, образующихся при первом и при повторном старении. Судя по характеру изменения предела упругости, можно предположить, что при низкотемпературном старении преобразуются первоначальные выделения, что и проявляется в некотором начальном разупрочнении.


Важно, что предел упругости при нагреве, например мартенситно-стареющей стали Н10Х12Д2ТБ, сохраняется на высоком уровне до 400° С (табл. 20), тогда как даже у наиболее теплостойкой дисперсионно твердеющей стали 36НХТЮМ8 при этой температуре он оказывается уже сильно сниженным. Эти данные наряду с приводимыми ниже результатами испытаний на релаксацию напряжений и ползучесть показывают, что мартенситно-стареющие стали отличаются достаточно высокой стабильностью упрочнения. Необходимо отметить, что эти стали (см. табл. 21) не только по пределу упругости, но и по величине отношения о0,002/Е превосходят наиболее распространенные пружинные сплавы. Лучшей из исследованных сталей является Н18К9М5Т. Однако стоимость этой стали — повышенная из-за высокого содержания кобальта. Однако это содержание кобальта в мартенситно-стареющих сталях, судя поданным работ, основанных на определении комплекса механических свойств стандартного для конструкционных материалов, может быть снижено до 2—3%. Для этих сталей целесообразно определить такие важные для пружин свойства, как сопротивление малым пластическим деформациям в условиях кратковременного и длительного нагружения.

Характерная черта изменения свойств мартенситно-стареющих сталей состоит в том, что для достижения максимального сопротивления большим пластическим деформациям продолжительность старения должна быть больше, чем для получения высокого сопротивления малым пластическим деформациям. Так, у стали Н20ТЮР максимальные пределы прочности и текучести отмечены после старения при 480° С в течение 9—10 ч, а наибольший предел упругости — после выдержки 0,25—1 ч. То же справедливо и для других мартенситно-стареющих сталей. Эти стали также характеризуются широкой областью строго линейной зависимости между напряжениями и деформацией. Это имеет важное значение для пружин измерительных приборов и свидетельствует о равномерном упрочнении стали и более или менее однородном развитии микро- и малых пластических деформаций при напряжениях, не превышающих предела упругости.

При длительном старении мартенситно-стареющих сталей происходит разупрочнение, что представляет результат как дальнейшего укрупнения частиц и роста расстояния между ними, так и возможного течения обратного а—>у- превращения. Образование участков аустенита при старении отмечается при исследовании структуры электронномикроскопическим методом «на просвет». Они имеют вид точек, полосок или тонких оторочек вокруг частиц выделившихся фаз. Образование аустенита, не превращающегося при охлаждении в мартенсит из-за повышенного содержания в нем легирующих элементов и особенно никеля, приводит к существенному снижению предела упругости, тогда как твердость уменьшается в значительно меньшей степени. Известно, что присутствие в стали даже небольшого количества остаточного аустенита значительно более сильно сказывается на величине сопротивления малым пластическим деформациям, чем на твердости. В процессе старения мартенситно-стареющих сталей свойства пластичности снижаются, причем особенно сильно у стали Н20ТЮР, не содержащей кобальта и молибдена (рис. 95). У стали последнего типа резкое уменьшение пластичности было отмечено на самых ранних стадиях старения, но затем она возрастала. Это начальное снижение, по-видимому, связано со значительной неравномерностью распада пересыщенного твердого раствора, происходящего преимущественно по границам и в значительно меньшей степени в объеме зерен. Последующий рост, совпадающий по мере выдержки со снижением предела упругости, является результатом образования аустенита, присутствие которого или, возможно, его превращение при нагружении облегчает релаксацию напряжений в местах их локализации, что важно для торможения зарождения трещин. У стали, содержащей кобальт и молибден (Н18К8М3Т), пластичность при старении также снижается, но это снижение значительно меньше, чем у стали Н20ТЮР, что связано с влиянием молибдена, который уменьшает опасность выделения избыточных фаз по границам зерен.

Следует заметить, что сильное снижение пластичности при старении, если учесть низкий коэффициент деформационного упрочнения, опасно, так как в этом случае резко растет действие концентраторов напряжений и увеличивается возможность преждевременного разрушения.

Ранее уже отмечалось, что мартенситно-стареющие стали отличаются высокими значениями сопротивления малым пластическим деформациям при кратковременном нагружении (предел упругости). Представляло интерес определить их релаксационную стойкость, отражающую сопротивление малым пластическим деформациям при длительном нагружении. Показано, что релаксационная стойкость сталей Н20ТЮР и Н18К8МЗТ после старения на максимальный предел упругости (480° С, 15 мин), больше, чем высокопрочных пружинных и конструкционных углерод-содержащих легированных сталей. Так, при исходном напряжении о0 = о0,002 снижение напряжений у мартенситно-стареющих сталей Н20ТЮР, Н18К8М3Т за 500 ч составляло -0,4 %, а у сталей 55ХГР и 40Х5НСВФ — соответственно 2,6 и 2,7%.

Высокая стабильность упрочнения мартенситно-стареющих сталей проявилась и при испытаниях в условиях повышенных температур. Испытания проводили на ползучесть при температурах до 500° С. Результаты представлены на рис. 98 и 99. Из них следует, что сталь Н18К9М5Т обладает заметно более высоким сопротивлением ползучести, чем основная теплостойкая дисперсионно твердеющая пружинная сталь 36НХТЮМ8. Коррозионностойкая мартенситно-стареющая сталь Н10Х12Д2ТБ также превосходит последнюю. Преимущества мартенситно-стареющих сталей были бы еще более очевидны при испытаниях в условиях равных напряжений, а не при исходных напряжениях, равных соответствующим значениям пределов упругости. Это объясняется тем, что пределы упругости мартенситно-стареющих сталей заметно выше, чем стали 36НХТЮМ8. Из исследованных мартенситно-стареющих сталей большей теплостойкостью обладают стали, легированные молибденом и кобальтом.

Изучались возможности повышения прочностных свойств мартенситно-стареющих сталей и, в частности, целесообразность применения после закалки холодной пластической деформации, т. е. введение еще одного способа упрочнения.

При деформации с обжатием 25% у стали Н20ТЮР после закалки было обнаружено небольшое увеличение предела упругости и более быстрый его рост на начальных стадиях старения. Несколько иные результаты были получены при исследовании стали Н18К9М5Т. У этой стали также наблюдается рост скорости упрочнения на первой стадии старения и некоторое разупрочнение при переходе ко второй стадии, во время которой в отличие от стали Н20ТЮР достигается большее упрочнение, чем после обычной двойной термической обработки. Причины этого различного поведения мартенситно-стареющих сталей при старении после холодной пластической деформации неясны. Во всяком случае видно, что при степенях обжатия до 40% упрочнение мартенситно-стареющих сталей невелико, что соответствует данным работ.

Несмотря на то, что прирост предела упругости в результате применения дополнительного деформационного упрочнения незначителен, но устойчивость упрочнения стали в этом случае заметно выше, о чем свидетельствует повышение релаксационной стойкости. Так, в стали Н20ТЮР после закалки и старения релаксация напряжений (при о0 = о0,002) составила 0,4%, а после закалки холодной пластической деформации с обжатием 25% и старения оказалась равной 0,1%, т. е. стала значительно меньше.

Холодная пластическая деформация после закалки может быть применена для мартенситно-стареющих сталей не только в качестве упрочняющей обработки.

Так, оказалось, что у сталей без молибдена (и кобальта), например Н20ТЮР, старение после холодной деформации, особенно на его начальных этапах, не вызывает резкого падения пластичности. Это имеет важное значение, поскольку в этот же период достигается и максимум предела упругости.

Положительное влияние холодной пластической деформации на рост релаксационной стойкости мартенситно-стареющих сталей отчетливо показано в работе В.Я. Зубова, С.В. Грачева, А.С. Златкиной и В.Ф. Червинского. Авторы изучили ряд сталей на железо-никелевой основе. Эти стали после закалки с 815° С на воздухе подвергали холодному волочению с обжатием до 84% на конечный диаметр 2 мм, а затем плющению. Установлено, что все стали незначительно упрочняются при деформации. Даже после обжатия 84% предел прочности увеличивался только на 5—10%, поскольку, по мнению авторов, повышение плотности дислокаций при деформации стали со структурой мартенсита ограничено.

Однако после старения при 450—500° С (предварительное обжатие 84%) наблюдается резкий подъем предела упругости. Наибольший прирост предела упругости отмечается у стали, дополнительно легированной кобальтом и молибденом (0,05% С; 15,2% Ni; 4,1% Co; 3,3% Mo; 0,24% Al и 2,08% Ti). После отпуска при 450° С, 1 ч эта сталь имеет следующие свойства: ов = 2520 Мн/м2 (256 кГ/мм2); о0,03 = 2450 Мн/м2 (250 кГ/мм2) и число гибов n = 10.

Повышение температуры старения до 500 или 600° С снижает прочностные характеристики, но повышает вязкость (число гибов). Релаксационная стойкость мартенситно-стареющих сталей тем выше, чем больше предварительная (до старения) степень обжатия.

Определение релаксационной стойкости при температурах 300, 400 и 450° С при о0 = (0,7-0,8) о0,03 показало, что наибольшая релаксационная стойкость достигнута у стали того же состава и той же обработки, которые обеспечили наибольшее возрастание предела упругости, т. е. после закалки, деформации с обжатием 84% и старения при 450—500° С. Падение релаксирующего напряжения при 300, 400 и 450° С за 50 ч составило 3, 7 и 17% соответственно. Высокий комплекс механических свойств этой мартенситно-стареющей стали может быть достигнут после деформации и кратковременного старения при 600° С (5—10 мин).

Таким образом, данные о свойствах мартенситно-стареющих сталей показывают, что они являются перспективным высокопрочным пружинным материалом, который может применяться при низких температурах благодаря низкому порогу хладноломкости, и при нагреве, во всяком случае до 300° С, а кратковременно и до 400° С. Легированные хромом стали типа Н10Х12Д4ТБ могут быть использованы и при работе упругих элементов в коррозионноактивных средах. В зависимости от технологии изготовления упругих элементов упрочняющую обработку можно выполнять по двум основным схемам: закалка и старение или закалка, холодная пластическая деформация и старение.

Практическое опробование мартенситно-стареющих сталей Н18К9М5Т и Н10Х12Д2ТБ как материала для изготовления упругих чувствительных элементов анероидного типа показало, что по величине упругого гистерезиса — основной характеристике этих изделий — указанные мартенситно-стареющие стали не уступают бериллиевой бронзе при равной деформации, хотя модуль упругости бериллиевой бронзы в 1,5 раза меньше, и превосходят ее по теплостойкости и отсутствию токсичности в производстве. Упругий гистерезис УЧЭ из этих мартенситно-стареющих сталей ниже, чем из сплавов 36НХТЮ и 36НХТЮМ8. Эти данные подтверждают перспективность применения мартенситно-стареющих сталей для изготовления упругих элементов.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: