Высокотемпературная термомеханическая обработка кремнистых пружинных сталей » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Высокотемпературная термомеханическая обработка кремнистых пружинных сталей

10.06.2021

Первое исследование высокотемпературной термомеханической обработки кремнистых сталей при варьировании содержания углерода и кремния проведено Д.А. Прокошкиным и Н. Caccy, а при варьировании содержания углерода при постоянном содержании кремния и марганца на уровне, принятом для рессорнопружинных сталей 55С2—50С2, — М.Л. Бернштейном и В.И. Пустоваловым. Авторы установили, что для кремнистых сталей оптимальные температура и степень деформации соответствуют 950° С и 50%, которые оптимальны и для стали 55ХГР.

Эти данные подтверждаются результатами исследования, выполненного М.Л. Бернштейном и В.И. Пустоваловым, которые также считают, что оптимальная степень деформации кремнистых сталей при ВТМО должна быть в пределах 25—50%. Авторы установили, что выбор оптимальной степени деформации зависит от содержания углерода в стали. Чем выше содержание углерода, тем выше должна быть степень деформации при ВТМО, чтобы снизить склонность стали к хрупкому разрушению.

Так, повышенная пластичность стали с 0,42% С и 1,85% Si после ВТМО при 950° С достигается после деформации 15% [b = 3,7% и w = 21% при ов = 2290 Мн/м2 (234 кГ/мм2) и от = 2030 Мн/м2 (207 кГ/мм2)], а в стали с 0,54% С и 1,80% Si после ВТМО при 950° С с обжатием 50% [(b = 4,1% и ф = 25,0% при ов = 2420 Мн/м2 (247 кГ/мм2) и от = 2120 Мн/м2 (216 кГ/мм2)). Этот эффект М.Л. Бернштейн и В.И. Пустовалов объясняют тем, что с ростом степени деформации в результате увеличения плотности дислокаций также растет и число атомов углерода, взаимодействующих с этими дефектами. В итоге истинная концентрация углерода в решетке мартенсита снижается. Соответственно уменьшается и число атомов углерода, которые могут закреплять дислокации, возникающие при последующем нагружении стали. Это ведет к более равномерному распределению указанных дислокаций, что уменьшает склонность к хрупкому разрушению.

Естественно, что выбор оптимальной степени деформации следует вести с учетом температуры деформации. Исследование влияния температуры деформации стали с 0,23—0,67% С; 1,70—1,85% Si и 0,7—0,85% Mn показало, что с ее повышением в пределах 900—1000° С растет пластичность при сохранении достаточно высокой прочности.

В частности, в стали с 0,67% С и 1,85% Si особенно склонной к хрупким разрушениям, относительное удлинение растет с повышением температуры при ВТМО от 900 до 1000° С от 0 до 4,4%, а поперечное сужение — с 1,2 до 22,5%. Рост пластичности М.Л. Бернштейн и В.И. Пустовалов объясняют тем, что при повышенной температуре деформации уже в процессе ее осуществления в аустените происходит перераспределение дислокаций при частичной их аннигиляции, что ведет к более равномерному их распределению в образующемся при охлаждении мартенсите. Для сталей типа 55С2—60С2 оптимальная температура деформации (обжатие 25—50%), поданным всех исследователей, соответствует 950° С. Однако после деформации с обжатием 75% при 950—1000° С в стали 60С2 может происходить собирательная рекристаллизация и это сказывается на нестабильности эффекта упрочнения этой стали; в стали 55ХГР этот эффект не проявляется, ибо в ней — более низкая скорость рекристаллизационных процессов.

Несомненный интерес представляют результаты применения так называемой дробной деформации (т. е. деформации при увеличенном числе проходов) в процессе высокотемпературной термомеханической обработки, предложенной Д.А. Прокошкиным. Авторы показали, что свойства прочности и пластичности при увеличении числа проходов возрастают, что объясняется более равномерным распределением дислокаций.

М.Л Бернштейн и В.И. Пустовалов показали, что характер изменения свойств кремнистых сталей от температуры отпуска при 200—600° С в результате применения ВТМО остается таким же, как после обычной закалки. Однако прочностные и пластические свойства стали, подвергнутой ВТМО, существенно выше, особенно после отпуска при 250—400° С. Повышение температуры отпуска снижает эффект улучшения свойств, достигнутый в результате ВТМО. Свойства кремнистых сталей, получаемые в результате ВТМО, зависят от содержания кремния и углерода. Судя по данным рис. 121, оптимальное содержание кремния при 0,5% С находится в пределах 1,35—1,7%. При повышении содержания кремния резко падает пластичность стали, по-видимому, вследствие графитизации или возникновения микротрещин. При содержании 1,7—1,85% Si и 0,7—0,9% Mn оптимальное содержание углерода в стали после BTMO должно быть, по данным М.Л. Бернштейна и В.И. Пустовалова, на уровне 0,54—0,67%.
Высокотемпературная термомеханическая обработка кремнистых пружинных сталей

Увеличение концентрации углерода от 0,48 до 0,62% в стали с повышенным содержанием кремния (2,1—2,2%) ведет к росту прочности. Однако при 0,67% С прочность и пластичность падают. Таким образом, судя по данным работ Д.А. Прокошкина и Н. Сассу, а также М.Л. Бернштейна и В.И. Пустовалова, наиболее эффективный состав кремнистой стали для упрочнения методом BTMO близок к принятому для стандартных сталей 55С2 и 60С2, хотя некоторое уменьшение верхней границы содержания кремния, по-видимому, было бы целесообразным.

Наиболее подробно изучено влияние BTMO на стандартной стали 55С2. После оптимального режима BTMO (температура 950° С, степень обжатия 25%) и отпуска при 250° С, 1 ч, свойства стали 55С2 промышленной плавки на плоских «черных» образцах составили: ов = 2480 Мн/м2 (252 кГ/мм2), от = 2040 Мн/м2 (208 кГ/мм2), b = 5,1% и w = 27%.

Изменение свойств стали 55С2 после BTMO в зависимости от температуры отпуска (рис. 122) свидетельствует о том, что упрочняющий эффект от BTMO сохраняется до 400° С. При этом повышение прочности стали 55С2 после BTMO и отпуска при 250° С по сравнению с обычно закаленной составляет 490—690 Мн/м2 (50—70 кГ/мм2) при условии равной пластичности стали в указанных состояниях. М.Л. Бернштейн и В.И. Пустовалов показали, что BTMO кремнистых сталей за счет измельчения субструктуры повышает ударную вязкость, но развитие необратимой отпускной хрупкости при 350° С даже усиливается, хотя температура порога хладноломкости при этом не повышается и разрушение по-прежнему носит транскристаллитный характер.

Указанные авторы также показали целесообразность увеличения продолжительности низкотемпературного отпуска стали 55С2 после BTMO с 1 до 10 ч, что позволяет повысить предел текучести с 1960 до 2200 Мн/м2, т. е. с 200 до 225 кГ/мм2 при одновременном увеличении поперечного сужения с 15 до 25%. Подобный эффект был обнаружен ранее и на стали кремнистой 60С2 после BTMO с обжатием 50%. BTMO стали 55С2 с последующим отпуском при 450° С на твердость 45 HRC повышает предел выносливости (испытывались образцы с «черной» поверхностью) до 710 Мн/м2 (73 кГ/мм2) по сравнению с 610 Мн/м2 (63 кГ/мм2), полученным после обычной закалки и того же отпуска на равную твердость. После BTMO и отпуска при 250°Сс последующим дробеструйным наклепом предел выносливости стали 55С2 достиг 1080 Мн/м2 (т. е. 110 кГ/мм2), что следует считать исключительно высоким. Еще более значительно возрастет ограниченная долговечность [при о = 780 Мн/м2 (80 кГ/мм2)] с 150 000 (после обычной закалки) до 500 000 циклов (после ВТМО).

Свойства стали 60С2 промышленной плавки (0,58% С; 1,85% Si; 0,7% Mn) после BTMO при 950°С, закалки в воде и отпуска при 240° С, 1—10 ч, так же как и 55С2, существенно улучшились — возросли прочностные свойства и пластичность. Улучшение комплекса механических свойств стали 60С2 в результате BTMO было достигнуто и в промышленных условиях на металлургических заводах.

Так, после BTMO на Челябинском металлургическом заводе у стали 60С2 были получены следующие механические свойства: ов 2260 Мн/м2 (230 кГ/мм2), от = 2080 Мн/м2 (212 кГ/мм2), b = 5,5% и w = 18%. BTMO стали 60С2 (0,58% С; 0,70% Mn; 1,68% Si) в условиях Чусовского металлургического завода (скорость прокатки рессорных полос 4,5 м/сек, начальная температура нагрева 1100—1150° С, температура окончания деформации 950° С и последующее охлаждение в специальном устройстве в воде), по данным, также существенно улучшило комплекс механических свойств (рис. 123). Таким образом, эффективность BTMO кремнистых сталей и в промышленных условиях оказалась несомненной.

Высокотемпературная термомеханическая обработка кремнистой пружинной стали 60С2 обеспечивает значительное улучшение ее свойств и в том случае, когда вместо плоской прокатки, применявшейся в описанных выше исследованиях, использовали поперечно-винтовую, в которой характер главных деформаций, а следовательно, и текстура деформации были такими же, как при волочении. Этот способ деформации был применен О.И. Шавриным, причем предварительно сталь 60С2 нагревали т. в. ч. до различных температур при скорости нагрева в области фазовых превращений (vф), составляющей 100—200 град/сек. Автор установил оптимальные параметры процесса BTMO в указанных условиях: температура нагрева (или деформации) 1020° С, степень обжатия 20% [w = (ln Fн/Fк)*100%], скорость деформации 4,2 мм/сек. При этом О.И. Шаврин установил, что продолжительность выдержки после деформации должна быть не более 2 сек, хотя и при выдержке 8 сек еще обнаруживается эффект упрочнения. Однако, по мнению автора, при повышении скорости деформирования выдержка может быть увеличена. Автор также показал, что эффект повышения механических свойств зависит от вида напряженного состояния, возникающего при испытании, что свидетельствует об анизотропности деформации при поперечно-винтовой прокатке. При испытании на растяжение предел прочности стали 60С2 в результате BTMO возрос от 1800—1990 до 2600 Мн/м2 (от 175—195 до 255 кГ/мм2), по сравнению с получаемым после обычной закалки (при равной пластичности). При одинаковой температуре отпуска, особенно ниже 400° С, сталь после BTMO обладает наряду с повышенной прочностью существенно большей пластичностью. Так, если после обычной закалки и отпуска при 220° С сталь претерпевает хрупкое разрушение, то после BTMO и того же отпуска b = 5% иw = 35%.

В случае отпуска при 315° С сталь 60С2 после BTMO и после обычной закалки имеет следующие свойства:

Соответственно величина ов w, характеризующая конструктивную прочность стали при циклическом нагружении, после BTMO равна 92 500, а после обычной закалки 53 000. Повышенная прочность стали 60С2, подвергнутой ВТМО, сохраняется вплоть до повышенных температур отпуска, так как при этом, судя по данным рентгеноструктурного анализа, сохраняется повышенная плотность дефектов строения.

Использование поперечно-винтовой прокатки при ВТМО повышает прочностные свойства и пластичность стали 60С2, определенных и по данным испытаний на изгиб. Однако рост пластических свойств в результате ВТМО при этих испытаниях намного меньше, чем в условиях растяжения, а разрушение носит характер отрыва.

При испытании на кручение стали 60С2, подвергнутой ВТМО в условиях поперечно-винтовой прокатки, все характеристики прочности, а также пластичность, оказались практически такой же величины, что и при отсутствии термомеханического упрочнения. Причины такого поведения стали, упрочняемой ВТМО, неясны. Для их выявления необходимо детальное изучение структурного механизма деформации при поперечно-винтовой прокатке. Важно указать, что в результате применения этой схемы деформации при ВТМО на 25% (максимально) возрастает усталостная прочность, определяемая в условиях кручения, тогда как статическая прочность при этом не изменяется. Таким образом, нет соответствия между результатами испытаний на статическое и циклическое кручение, поскольку в первом случае, как показал анализ изломов, выполненный О.И. Шавриным, разрушение происходит под воздействием касательных, а во втором — нормальных напряжений в анизотропно упрочненной стали.

Помимо предела выносливости, в результате ВТМО в условиях поперечно-винтовой прокатки так же, как и в случае плоской прокатки, в 3—4 раза увеличивается и малоцикловая выносливость (ограниченная долговечность), характеризующаяся чувствительностью стали и перегрузкам. Этот рост усталостной прочности можно объяснить возникновением сильно фрагментированной субструктуры мартенсита, препятствующей зарождению трещин (вследствие затруднений в образовании критических скоплений дислокаций) и их распространению, поскольку дисперсные включения карбидов и границы фрагментов так же, как и границы зерен, играют роль барьеров.

Усталостная прочность стали 60С2А может быть повышена в результате обработки дробью и после обычной закалки, и в еще большей степени после ВТМО. Так, если в первом случае (отпуск при 460° С) предел выносливости вырос с 870 до 910 Мн/м2 (87— 93 кГ/мм2), то во втором (деформация с обжатием 25% и отпуск при 400° С) — он увеличился от 1060 до 1140 Мн/м2 (108—116 кГ/мм2). В результате дробеструйной обработки также значительно повышается и ограниченная выносливость стали.

На ряде кремнистых сталей, в частности на стали 60С2, показан эффект обратимости упрочнения в результате ВТМО. Как следует из данных рентгеноструктурного анализа, после отпуска при 650° С, даже в течение 1,5 ч, сохраняется значительная величина физического уширения, что свидетельствует о сохранении части стабилизированных систем дислокаций, возникающих в процессе ВТМО. В результате даже при таком отпуске прочность стали после предварительной термомеханической обработки (степень деформации 50%) значительно выше (ов = 834—883 Мн/м2, т. е. 85—90 кГ/мм2), чем после обычной закалки и отпуска при 650° С, 1 ч (ов = 540—590 Мн/м2, т. е. 55—60 кГ/мм2). Поэтому после повторной закалки высокоотпущенных образцов и фиксируется значительное упрочнение, т. е. наблюдается эффект обратимости, или наследования. Если после ВТМО (обжатие 50%) произвести промежуточный отпуск при 650° С в течение 0,5—1,5 ч (твердость 25—28 HRC), затем повторную скоростную закалку с нагревом в свинце при 870—880° С (выдержка 1—2 мин) и окончательный низкий отпуск при 240° С, то прочность и пластичность кремнистой стали будут не ниже полученных после «прямой» ВТМО. Вместе с тем эффект восстановления (наследования) свойств, полученных в результате ВТМО, оказывается более полным после повторной закалки в том случае, если до высокотемпературного (промежуточного) отпуска (обычно при 600—650° С) произвести дополнительный низкий отпуск — при 200° С, 10 ч.

Свойства стали 60С2 после ВТМО при использовании эффекта наследования (или без него), полученные на нешлифованных образцах (т. е. с обезуглероженным слоем), составляют, по данным: ов = 2160 Мн/м2 (220 кГ/мм2); от = 1960 Мн/м2 (200 кГ/мм2); b = 8%. После обычной закалки такой же предел прочности достигается после отпуска при 350° С, но тогда относительное удлинение меньше 3%. Таким образом, эти данные вновь свидетельствуют о существенных преимуществах ВТМО, позволяющей получить сочетание высокой прочности и пластичности.

Эффект наследования при BTMO стали 60С2 также проявляется и в случае поперечно-винтовой прокатки. По данным О.И. Шаврина, скорость деформации при этом должна быть настолько значительной (не менее 12,4 мм/сек), чтобы рекристаллизация не могла развиваться.

После BTMO (температура деформации 1020° С, степень обжатия волочением 20%), отпуска при 240 и 650° С, 30 мин, повторной закалки при 870° С, 3 мин (нагрев в свинцовой ванне), охлаждения в масле и отпуска при 240° С, 1 ч усталостная прочность, поданным О.И. Шаврина, оказалась значительно выше, чем после обычной двойной термической обработки.

Как указывалось выше, для многих технологических процессов изготовления изделий, в частности рессор, важное значение имеет обратимая термомеханическая обработка. Эта обработка требует высокой устойчивости субструктуры, созданной при ВТМО, что может быть обеспечено, как было указано выше, введением в состав стали сильных карбидообразующих элементов.

Это положение подтверждается данными работы И.В. Паисова и Р.И. Шукюрова, из которой следует, что лучшее сочетание прочности и пластичности достигается при дополнительном легировании стали типа 5ЕС2 такими элементами: 1% Cr, 0,26% Mo, 1% W или ванадием (0,18%) и молибденом (0,28%) совместно.

После ВТМО и низкого отпуска (250° С) все исследованные авторами стали не обнаруживают хрупкого разрушения, тогда как после обычной закалки и такого же отпуска только в сталях, легированных вольфрамом или молибденом и ванадием совместно, разрушение сопровождается небольшой пластической деформацией. Наиболее высокий комплекс механических свойств после ВТМО (нагрев до 960° С, степень обжатия 50%) и отпуска при 250° С получен на кремнистой стали, дополнительно легированной молибденом и ванадием (55С2МФ): ов = 2530 Мн/м2 (258 кГ/мм2), от = 2290 Мн/м2 (233 кГ/мм2), b = 8% и w = 18%. В то же время сталь 55С2 после аналогичной обработки отличается заметно более низкими свойствами: ов = 2280 Мн/м2 (232 кГ/мм2), от = 2010 Мн/м2 (205 кГ/мм2), b = 5% и w = 10%. Ha стали типа 52С2МФ авторы обнаружили наиболее высокую устойчивость субструктуры и микроструктуры после ВТМО. В частности, выдержка при 900° С после деформации при ВТМО стали 55С2 в течение 7 сек снижает ширину дифракционной линии (110)a на такую же величину, как выдержка стали типа 55С2ФМ более, чем за 900 сек. Кроме того, рекристаллизованная структура в стали 55С2 при аналогичных опытах появляется через 60 сек, а в стали, дополнительно легированной молибденом и ванадием, — через 300 сек.

Положение о более полном эффекте наследования упрочнения ВТМО в том случае, когда в составе стали присутствуют сильно карбидообразующие элементы подтвердилось промышленными опытами по получению рессорных полос, упрочненных ВТМО, из кремнистой стали, дополнительно легированной ванадием, типа 6СС2Ф (0,59% С; 0,68% Mn; 1,71% Si и 0,15% V). Режим ВТМО был таким же, как и в случае ранее описанной стали 60С2.

У кремневанадиевой стали после ВТМО и повторной термической обработки по разным режимам обнаружен отчетливо выраженный эффект наследования свойств. Повышение устойчивости субструктуры в результате введения ванадия позволило применить обычный нагрев в печи для повторной закалки, вместо обычного скоростного нагрева, благодаря чему облегчится практическая реализация процесса термомеханической обработки в заводских условиях.

После обратимой ВТМО сталь 60С2Ф имеет: ов = 2160 Мн/м2 (220 кГ/мм2), w = 43% и b = 6%. Эти свойства намного превосходят получаемые на кремнистых сталях после обычной закалки и отпуска.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: