Высокотемпературная термомеханическая обработка хромомарганцевобористой и кремнемарганцевобористой сталей (55ХГР и 55СГ2Р) » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Высокотемпературная термомеханическая обработка хромомарганцевобористой и кремнемарганцевобористой сталей (55ХГР и 55СГ2Р)

10.06.2021

Выбор пружинных сталей этих марок для разработки режимов ВТМО объясняется тем, что именно эти стали из числа низколегированных, как показано было выше, обладают наиболее высоким комплексом механических и технологических свойств.

Исследования показали (табл. 22), что повышение температуры аустенитизации стали 55ХГР перед деформацией (степень обжатия принималась равной 50%) от 920 до 1100°C вызывает некоторое снижение прочности, тогда как пластичность (w) снижается от 30 до 16%. По данным Д.И. Брона, работа разрушения при ударном нагружении стали после ВТМО с деформацией 5 или 50% при температуре выше 950° С или после обычной закалки также снижается.
Высокотемпературная термомеханическая обработка хромомарганцевобористой и кремнемарганцевобористой сталей (55ХГР и 55СГ2Р)

Температура аустенитизации и соответственно деформации оказывает значительное влияние и на свойства стали типа 55СГ2Р, подвергаемой ВТМО в тех же условиях, что и стали 55ХГР (рис. 103). Только при введении в сталь 55ХГР и 55СГ2Р такого сильно карбидообразующего элемента, как цирконий, свойства стали при температуре аустенитизации до 1100° С изменяются очень мало (рис. 104).

Указанные изменения свойств в зависимости от температуры аустенитизации при BTMO связаны с изменением состояния аустенита до деформации и, наконец, с теми изменениями микроструктуры и субструктуры, которые происходят в процессе деформации. Для достижения при BTMO оптимальных свойств необходимо получить при нагреве достаточно однородный по составу аустенит, что может быть достигнуто в стали 55ХГР только при достаточно высокой температуре этого нагрева, так как в ней содержатся хром и титан. В то же время температура деформации не должна быть слишком высокой, иначе процессы рекристаллизации, протекающие при горячей деформации, могут привести к значительному росту зерна и огрублению субструктуры. Допустимы лишь начальные стадии рекристаллизации, когда во вновь образовавшихся и малых по размеру зернах фиксируется полигонизованная субструктура. По данным рентгеноструктурного анализа с ростом температуры деформации уменьшается ширина дифракционной линии (110)а, что является показателем огрубления субструктуры.

Для рационального выбора оптимальной температуры необходимо изучение процессов рекристаллизации, интенсивность которых зависит, как известно, от температуры и степени деформации. На рис. 105 представлена технологическая диаграмма рекристаллизации, из которой следует, что интенсивный рост зерен начинается при нагреве выше температуры 950° С, являющейся температурным порогом роста зерна. Именно с ростом зерна и связано снижение пластичности и вязкости при нагреве выше 950° С (см. выше).

После деформации с обжатием 15, 25 и особенно 50% при температуре 850° в структуре наблюдаются вытянутые зерна аустенита (точнее, бывшие зерна) даже при нагреве до 920° С и только при 950° С эти зерна приобретают равноосную форму. При температуре 950° С и более высокой обнаруживается область критических деформаций при 5 и 50%. В результате первичной рекристаллизации образуются новые мелкие зерна (~12—17 мкм), соизмеримые с величиной фрагментов исходных аустенитных зерен.

Чем больше продолжительность выдержки после деформации при температуре деформации (после окончания прокатки), тем интенсивнее развивается рекристаллизация и больше размер зерна (табл. 23). Поэтому тем ниже весь комплекс механических свойств, особенно пластичность.

Если у стали 55ХГР снижение прочностных свойств и пластичности начинается после выдержки более 5 мин, то у стали 50ХГ, не содержащей титана и бора, это снижение, по данным А.В. Cyпова, начинается уже через 1 мин. Сейчас нельзя еще определенно утверждать, является ли эффект, обнаруженный на стали 55ХГР, результатом прямого влияния титана на температуру рекристаллизации или он представляет следствие образования в его присутствии на дислокациях более устойчивых атмосфер из атомов углерода.

Как показано в работе еще большая устойчивость субструктуры и микроструктуры к процессам рекристаллизации может быть достигнута при введении в сталь 55ХГР небольших количеств циркония (—0,2%). Выдержка этой стали после прокатки при температуре-деформации даже до 30 мин очень мало изменяет величину зерна (с 8,0—9,0 до 12,5 мкм) и уровень механических свойств. Так, если сразу после окончания деформации сталь этого типа имеет следующие свойства: ов = 2260 Мн/м2 (230 кГ/мм2), от = 1880 Мн/м2 (192,5 кГ/мм2); опц = 1790 Мн/м2 (183 кГ/мм2); b = 8,0% и w =34%, то после 30-мин выдержки: ов = 2140 Мн/м2 (218 кГ/мм2); от = 1800 Мн/м2 (184 кГ/мм2); опц = 1730 Мн/м2 (176 кГ/мм% b = 6,3% и w = 24%,

Таким образом, введение сильно карбидообразующих элементов — титана и особенно циркония — стабилизирует субструктуру и, следовательно, свойства стали после ВТМО. Этот результат имеет также важное практическое значение, так как указывает основные пути эффективного легирования сталей, подвергаемых ВТМО и, особенно, как будет показано ниже, в случае использования эффекта наследования.

Влияние степени деформации (до 60%) при 950° С на механические свойства показано в табл. 24. Из этих данных следует, что в результате ВТМО повышается прочность, но главным образом увеличиваются свойства пластичности, особенно, если степень обжатия составляет от 20 до 60 %. Tакие же изменения свойств обнаружены и в стали 55СГ2Р.

Из данных табл. 24 следует, что рост степени деформации при ВТМО вызывает существенные изменения субструктуры, которые и проявляются в значениях ширины дифракционных линий, величина которой тем больше, чем выше плотность дефектов строения.

Более высокий комплекс механических свойств, созданный ВТМО по сравнению с обычной закалкой, сохраняется при отпуске вплоть до 600° С. С этим эффектом упрочнения при ВТМО коррелируют данные по определению физического уширения дифракционных линий. При этом наибольшие преимущества стали, подвергнутой ВТМО, по величине упрочнения наблюдаются вплоть до температуры отпуска 400° С.

Если после обычной закалки с отпуском при 200° С сталь 55ХГР разрушается хрупко, то после ВТМО она имеет свойства пластичности, достаточные, правда, как минимальные, для пружин и рессор. После низкого и среднего отпуска сталь после ВТМО при равной пластичности обладает заметно большей прочностью, чем после обычной закалки.

Данные лабораторных опытов по ВТМО полностью воспроизводятся в промышленных условиях.

При прокатке стали на Челябинском металлургическом заводе по режиму: суммарное обжатие в последних четырех клетях 70—80%, температура конца прокатки 930—950° С, закалка в воде по выходе из последней клети, отпуск при 240° С, 4 ч. Свойства стали после указанной обработки: ов = 2540 Мн/м2 (260 кГ/мм2); от = 2300 Мн/м2 (235 кГ/мм2); опц = 2070 Мн/м2 (211 кГ/мм2); b = 7%, w = 18,5%. После ВТМО в условиях Чусовского завода сталь характеризовалась следующими свойствами: ов = 2300 Мн/м2 (235 кГ/мм2); от = 2140 Мн/м2 (219 кГ/мм2); опц = 2010 Мн/м2 (206 кГ/мм2); b = 7% и w = 21,5%.

Для полной характеристики свойств рессорно-пружинной стали 55ХГР после ВТМО важное значение имеют характеристики циклической прочности. Эти характеристики подробно изучены Д.И. Броном. Наиболее высокая усталостная прочность стали 55ХГР после BTMO и после обычной закалки достигается при температуре аустенитизации 950° С (рис. 106). Оптимальная степень деформации при BTMO для получения максимального предела выносливости равна 15%, хотя и при больших степенях обжатия его величина изменяется мало. Однако наибольшая величина малоцикловой выносливости, имеющей важнейшее значение для упругих элементов, которые могут испытывать перегрузки, в частности для рессор, достигается после деформации с обжатием 25% (рис. 107). Следует отметить, что и предел выносливости и малоцикловая усталость стали после BTMO существенно превосходят соответствующие характеристики, получаемые после обычной термической обработки. Максимальный предел выносливости после ВТМО, независимо от степени деформации в пределах 15—50%, сталь 55ХГР приобретает в результате отпуска при 250° С (рис. 108). Только для образцов с надрезом оптимальная температура отпуска оказывается несколько выше (300° С). В то же время максимальные значения предела выносливости и малоцикловой выносливости после обычной закалки с охлаждением в масле достигаются после отпуска при 450—500° С, независимо от того, какова их поверхность «черная» или шлифованная. Лишь у образцов с надрезом, разгружающим, особенно поверхностные слои, от опасных растягивающих напряжений, полученных после закалки, предел выносливости достигает максимума после отпуска при 350° С (рис. 109), хотя малоцикловая выносливость выше после отпуска при 450° С.


Сопоставление усталостной прочности стали 55ХГР после BTMO и после обычной закалки показывает, что значения предела выносливости в первом случае выше и достигаются при более низком отпуске, чем во втором (рис. 110). Это, возможно, связано с тем, что после BTMO на поверхности образцов, имеющих высокую статическую прочность, действуют, по данным Д.И. Брона, сжимающие остаточные напряжения, снятие которых при более высоком отпуске наряду с общим разупрочнением стали приводит к падению усталостной прочности (рис. 108).

Как указывалось выше, содержание в хромомарганцевобористой стали —0,55% С было оптимальным, обеспечивающим высокий комплекс свойств при статическом нагружении. Циклические испытания также показали, что при этом содержании углерода достигается наиболее высокая усталостная прочность как после обычной закалки, так и после BTMO и притом при одинаковой температуре отпуска: 400° С; после обоих видов обработки практически полностью отсутствуют остаточные напряжения.

Как указывалось выше, важным достоинством стали, подвергнутой ВТМО, является создание полигонизованной субструктуры, которая должна обеспечивать высокое сопротивление малым пластическим деформациям в условиях кратковременного или длительного нагружения.


На рис. 111—112 показано изменение значения пределов упругости стали 55ХГР после обычной закалки и после ВТМО. Из приведенных данных следует, что предел упругости (o0,006) после ВТМО и отпуска примерно на 350 Мн/м2 (35 кГ/мм2) выше, чем после обычной закалки и отпуска. При этом максимум предела упругости достигается в результате более низкого отпуска (300° С), чем применяемый после обычной закалки (350° С). Этот прирост сопротивления малым пластическим деформациям связан с изменением субструктуры — большей плотностью дефектов строения и их определенным распределением. При введении циркония, стабилизирующего субструктуру, созданную ВТМО, на что указывалось ранее, сопротивление малым пластическим деформациям выше, чем в случае стали без циркония.

Эффект повышения сопротивления малым пластическим деформациям в результате ВТМО обнаружен и на другой пружинной стали — 55СГ2Р. Если после обычной закалки и отпуска при 400° С предел упругости (

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: