Аустенито-мартенситные пружинные стали, упрочняемые фазовым наклепом и дисперсионным твердением

К этой группе относятся хромоникелевые пружинные стали переходного аустенито-мартенситного класса. Дополнительное легирование сталей алюминием, титаном, молибденом и медью изменяет положение мартенситной точки (M1) и количество b-феррита, а также создает в мартенсите эффект дисперсионного твердения при старении. Типичные составы этих сталей приведены в табл. 28. В результате закалки от высокой температуры большинство сталей этой группы приобретает аустенитную или аустенито-мартенситную структуру. Под влиянием низкотемпературного охлаждения или отпуска при повышенных температурах или холодной пластической деформации (особенно при пониженной температуре) аустенит превращается в мартенсит. Если мартенсит образуется в больших количествах уже при закалке (ЭИ814, ЭИ816), то возникают трудности при холодной штамповке упругих элементов; в этом случае теряется в значительной степени важное преимущество сталей переходного класса, а именно их легкая деформируемость в закаленном (аустенитном) состоянии.

Если же реакция А —> M интенсивно происходит лишь при охлаждении до низких температур или после отпуска при повышенных температурах, то можно сначала выполнять обработку давлением в аустенитном состоянии при нормальных температурах, а затем произвести упрочнение путем мартенситного превращения. Возможность выполнения штамповки в пластичном состоянии, а затем несложной упрочняющей обработки на мартенсит имеет большое значение при изготовлении различных упругих элементов сложной конфигурации. Последующее старение в интервале 350—500° С обеспечивает дополнительный высокий прирост свойств.

В отличие от сталей типа 18-8, которые приобретают сильное упрочнение после деформации при низких температурах, в случае сталей аустенито-мартенситного класса для превращения аустенита в мартенсит достаточно низкотемпературного охлаждения до -70° С с выдержкой 2—3 ч (или до -50° С с выдержкой 4 ч) или высокого отпуска при 750° С в течение 2—3 ч. Мартенсит в этих сталях может возникать и в результате деформации при 20° С.

Возможность сравнительно интенсивного образования мартенсита при охлаждении этих сталей ниже 0° С объясняется более низким содержанием никеля, что повышает мартенситную точку. Однако дальнейшее уменьшение содержания никеля недопустимо из-за возрастания количества 6-феррита; в этом случае уменьшается эффективность мартенситного превращения, поскольку соответственно уменьшается количество аустенита, претерпевающего превращение, и соответственно ниже упрочняющий эффект от последующего старения. Кроме того, при очень низком содержании никеля мартенсит в результате повышения точки Мн энергично образуется в процессе обработки давлением, что затрудняет получение штамповкой изделий сложной формы.

По этим причинам содержание никеля, а также углерода и азота, сильно влияющих на температуру мартенситного превращения, строго регламентируется. Это создает определенные трудности при выплавке сталей и, кроме того, требует определения интервала мартенситного превращения для каждой плавки и внесения соответствующих коррективов в назначаемые режимы термической обработки.

Стали переходного аустенито-мартенситного класса не только коррозионностойкие, но многие из них также и теплоустойчивы — их можно использовать для пружин, работающих при повышенных температурах. Высокие механические свойства при пониженных и повышенных температурах и особенно значительное сопротивление малым пластическим деформациям, коррозионная стойкость и ценные технологические свойства обусловливают пригодность сталей аустенито-мартенситного класса для изготовления упругих элементов.

Температуру закалки этих сталей устанавливают очень точно, поскольку она определяет степень растворения карбидов и нитридов хрома, молибдена, алюминия и титана, сильно влияющих на положение мартенситной точки.

В структуре хромоникелевых сталей (Х15Н9Ю, Х17Н7Ю, Х15Н7М2Ю, Х17Н7М2Ю), дополнительно легированных алюминием или алюминием и молибденом одновременно, после закалки с 900—950° С содержится до 20% непревращенного аустенита. После более высокотемпературной закалки — 1000° С) количество остаточного аустенита сильно увеличивается — до 90—95%.

Охлаждение при закалке ведут в воде или на воздухе. Чтобы получить максимальные прочностные свойства и обеспечить превращение остаточного аустенита в мартенсит в этих сталях проводят обработку холодом при —70° С и выдержкой 2—3 ч. В результате этой обработки, например стали Х15Н7М2Ю, закаленной при 900—950° С, количество непревращенного аустенита уменьшается с 20 до 6—8% (рис. 144).

Для интенсификации мартенситного превращения в этих сталях также применяют высокий отпуск (750° С, 2—3 ч). После закалки стали Х15Н7М2Ю с 900—950° С и отпуска при 750° С, 2 ч, количество остаточного аустенита снижается с 20 до 3—5%. Однако легированность мартенсита, возникающего при обработке холодом, оказывается более высокой по сравнению с высоким отпуском, о чем, в частности, свидетельствуют более высокие значения предела упругости и твердости стали, обработанной холодом при несколько меньшем количестве мартенсита (рис. 144). Более высокое упрочнение мартенсита, полученного обработкой холодом, по сравнению с мартенситом высокого отпуска (рис. 145) объясняется также и тем, что более низкая температура превращения аустенита в мартенсит дает более измельченную его субструктуру. Важно, что уровень прочностных свойств этих сталей, который достигается при последующем старении, зависит от способа получения мартенсита, т. е. от его состава и субструктуры. Таким образом, чем выше степень легированности мартенсита и чем соответственно ниже Mн, тем сильнее и его упрочнение при старении.

Структурные исследования показывают, что кристаллы мартенсита, возникшего при охлаждении после высокого отпуска, представляют собой иглы с повышенной плотностью дислокаций (-0,75*10в12 см-2). Среди кристаллов мартенсита, полученного обработкой холодом, имеются пластины с внутренними двойниками и с почти вдвое более высокой плотностью дислокаций — 1,85*10в12 см-2). Границы двойников препятствуют движению дислокаций, что увеличивает сопротивление малым и большим пластическим деформациям мартенсита, полученного обработкой холодом.

Высокий отпуск при 750° С, 2 ч не только не обеспечивает максимального упрочнения, но и приводит к снижению коррозионной стойкости вследствие выделения по границам зерен аустенита богатых хромом карбидов, что вызывает обеднение примыкающих участков хромом.

Особое положение в группе аустенито-мартенситных сталей занимают хромоникелевые стали, дополнительно легированные титаном (Х17Н7Т) и титаном и алюминием одновременно (Х17Н7ЮТ), а также стали ЭИ814 и ЭИ816, разработанные А.Л. Шпицбергом, поскольку в этих сталях в результате закалки, даже без дополнительной обработки холодом, в значительном объеме структуры протекает мартенситное превращение. Количество непревращенного аустенита после закалки этих сталей не превышает 10%. В результате обработки холодом (при —70° С, 2 ч) количество мартенсита лишь незначительно увеличивается (на 5%). Поскольку даже небольшое количество остаточного аустенита в сталях резко снижает сопротивление малым пластическим деформациям, все стали аустенито-мартенситного класса, в том числе и последней группы, после закалки рекомендуется дополнительно подвергать обработке холодом при -70° С, 2—3 ч.

Старение сталей аустенито-мартенситного переходного класса проводят в интервале 400—500° С. При этом эффект упрочнения при старении определяется количеством мартенсита. Процесс старения хромоникелевых сталей с мартенситной структурой, легированных алюминием, титаном или молибденом, при температурах 400—500° С характеризуется тремя четко различающимися стадиями: начальная стадия с быстрым изменением физико-механических свойств, вторая стадия, также ведущая к упрочнению, но со значительно меньшей скоростью и третья стадия — разупрочнение — как результат коагуляции упрочняющих фаз и обратного превращения мартенсита в аустенит.

Изменение свойств хромоникелевых сталей, дополнительно легированных алюминием или (и) титаном, в результате старения при 450 и 500° С показано на рис. 146. В процессе старения наиболее сильно растет предел упругости, поскольку препятствия в виде субграниц или областей сегрегаций (зон), возникающие уже на начальной стадии старения, не могут быть преодолены дислокациями при малых деформациях. Однако они могут быть преодолены при возникновении более значительных деформаций при определении твердости или предела прочности.

При старении наиболее сильно упрочняются стали Х17Н7ЮТ и Х15Н7М2Ю (рис. 146). После старения при 450° С в течение 6 ч предел упругости (о0,002) закаленной и обработанной холодом стали Х17Н7ЮТ составляет 1080—1130 Мн/м2 (110—115 кГ/мм2) при твердости 530 HV, а высокопрочной стали Х15Н7М2Ю 790—840 Мн/м2 (80—85 кГ/мм2) при 480 HV.

Упрочнение хромоникелевых сталей, легированных алюминием, молибденом и титаном, при старении обусловлено взаимодействием атомов примесей с дефектами дислокационного типа в условиях их высокой плотности и образованием на них сегрегаций или зон. Частицы избыточных фаз в структуре стали, обладающей максимальным упрочнением, не обнаруживаются. На электронограммах микродифракции стали Х15Н9Ю в состоянии максимальной прочности Ю.А. Скаков наблюдал сверхструктурные отражения типа {100}, хотя никаких изменений в структуре стали электронномикроскопически не наблюдается. Они выявляются лишь после длительного старения, когда уже наблюдается разупрочнение. Например, лишь после старения —1000 ч при 500—550° С на электронных микрофотографиях видны частицы выделений, имеющие обычно равноосную форму: их величина в стали Х15Н9Ю после 10-ч старения при 550° С составляет 10—20 нм (100—200 А), а концентрация — более 10в14 см-2. Выделяющиеся частицы представляют собой соединения типа NiAl. с периодом 0,288 ± 0,002 нм (2,88 ± 0,02 А).

Аналогичная картина наблюдается и при старении стали Х16Н7М2Ю, так как присутствие в ней молибдена (2—3%) не приводит к образованию каких-либо новых фаз и лишь стабилизирует дислокационную структуру.

В хромоникелевых сталях с добавками алюминия и титана (типа Х17Н7ЮТ, ЭИ814, ЭИ816) при очень длительном старении при 500° С (1000—3000 ч) Ю.А. Скаков наблюдал выделение о-фазы, а при более высокой температуре (600° С) выделение фазы n (Ni3Ti). Результаты рентгеновского фазового анализа не противоречат выводам об образовании упорядоченных фаз типа NiAl, поскольку линии а- и n-фаз накладываются на систему линий NiAl. Возможно, что фазы типа NiAl в сталях типа Х17Н7ЮТ и др., являющиеся метастабильными и после очень длительных выдержек при 500°С заменяются более стабильной о-фазой.

Определенную роль в упрочнении аустенито-мартенситных сталей при старении, кроме того, играет процесс перераспределения дислокаций, возникающих в результате фазового наклепа и образование в мартенсите сегрегаций из атомов углерода (или азота) или выделение карбидной фазы типа Me23C6, когерентно связанной с матрицей.

Для всех сталей продолжительность старения, соответствующая достижению максимальных значений предела упругости, тем меньше, чем выше температура этого термически активируемого процесса. В случае старения при 450° С и особенно при 500° С после достижения максимума предела упругости и твердости наблюдается их уменьшение, что объясняется обособлением частиц выделений, их коагуляцией, уменьшением плотности дефектов строения и обратным превращением M —> А.

Наиболее устойчивы против отпуска стали Х15Н7М2Ю и Х17Н7М2Ю, дополнительно легированные молибденом и алюминием. Менее устойчивы стали Х15Н9Ю, Х17Н7Ю, дополнительно легированные одним алюминием. Стали с титаном — Х17Н7Т и Х17Н7ЮТ — занимают промежуточное положение, но все же уступают сталям типа Х15Н7М2Ю.

Из данных, приведенных на рис. 146, видно, что между пределом упругости сталей Х15Н9Ю и Х15Н7М2Ю и упругим гистерезисом, как на это указывалось выше, существует прямая связь. Минимум упругого гистерезиса соответствует максимуму предела упругости. Поскольку абсолютное значение предела упругости стали Х15Н7М2Ю выше, чем стали Х15Н9Ю, то и неупругие эффекты у первой стали развиваются в меньшей степени, чем у второй. Минимальное значение гистерезиса, измеренного при напряжении, равном пределу упругости (о0,002), для стали Х15Н9Ю составляет 0,22% [о0,002 = 490 Мн/м2 (50 кГ/мм2)], а для стали Х15Н7М2Ю равно 0,13% [о0,002 = 830 Мн/м2 (85 кГ/мм2)].

По данным A.Л. Селяво, пружины из стали типа Х15Н9Ю после закалки, обработки холодом и старения обладают высокой релаксационной стойкостью при 350° С (испытание 300 ч) и напряжении т0 = 540 Мн/м2 (55 кГ/мм2) и поэтому они могут длительно работать при 300° С и кратковременно при 350° С.

Были проведены сравнительные испытания на релаксацию напряжений пружин из сталей типа Х17Н7Ю и типа 18-8. Предварительно навитые пружины перед испытанием подвергали отпуску в течение 1 ч: из стали типа Х17Н7Ю при 470° С, а из стали типа 18-8 при 450° С.

Пружины из стали типа Х17Н7Ю при начальном напряжении т0 = 550 Мн/м2 (56 кГ/мм2) за 96 ч релаксируют (если судить по изменению высоты пружины) на 6 и 15% соответственно при 340 и 395° С. Такая остаточная деформация на пружинах из стали типа 18-8 достигалась при температурах на 38—65° С более низких, чем на пружинах из стали Х17Н7Ю. Это означает, что рабочие температуры для пружин из стали типа Х17Н7Ю выше, чем для пружин из стали типа 18-8. Относительное изменение модуля упругости для стали типа X17Н7Ю меньше, чем для стали типа 18-8.

Свойства стали переходного аустенито-мартенситного класса можно существенно повысить путем термомеханической обработки, осуществляемой либо по схеме закалка — холодная пластическая деформация — старение, либо по схеме ВТМО.

Холодная пластическая деформация хромоникелевых сталей переходного класса сильно упрочняет мартенсит и способствует превращению аустенита в мартенсит.

В случае сталей Х15Н9Ю, Х17Н7Ю, Х15Н7М2Ю, Х17Н7М2Ю, содержащих после высокотемпературной закалки в структуре до 80% непревращенного аустенита, эффективность холодной пластической деформации следует связать с распадом этих участков аустенита в мартенсит и с наклепом всех присутствующих фаз. Так, в структуре стали Х15Н7М2Ю после закалки с 1000° С и последующей холодной пластической деформации с обжатием 50% количество остаточного аустенита уменьшилось с 80 до 5%, что, в частности, сказалось на величине предела упругости.

В случае хромоникелевых сталей типа Х17Н7Т и Х17Н7ЮТ существенное влияние на рост предела упругости в результате холодной пластической деформации оказывает наклеп мартенсита и участков b-феррита, количество которого в структуре закаленных сталей доходит до 15—20%; увеличение предела упругости (о0,002) стали Х17Н7ЮТ связано исключительно с деформационным наклепом, вызванным возникающими при этом изменениями субструктуры стали.

Холодная пластическая деформация хромоникелевых сталей аустенито-мартенситного класса заметно ускоряет процесс последующего старения и повышает абсолютные значения упрочнения (рис. 147).

Наиболее высоким сопротивлением малым и большим пластическим деформациям при старении после предварительной холодной пластической деформации характеризуется сталь Х17Н7ЮТ. В результате старения при 500° С в течение 2 ч предел упругости (о0,002) этой стали после предшествующей холодной пластической деформации с обжатием 50% составляет 1500 Мн/м2 (152 кГ/мм2), а твердость 620 HV Существенно, что и после двойной термической обработки (закалки и старения) сталь Х17Н7ЮТ также обладает высокими прочностными свойствами.

Релаксационная стойкость аустенитно-мартенситных сталей, как и сопротивление их малым пластическим деформациям, определяется способом получения мартенсита. Наибольшей релаксационной стойкостью обладает сталь, подвергнутая TMO по схеме закалка — холодная пластическая деформация — старение. Таким образом, холодная пластическая деформация повышает и абсолютную величину упрочнения, и его стабильность, но может рекомендоваться для таких упругих элементов, при изготовлении которых может быть использована сталь в твердом, т. е. сильно упрочненном состоянии. Самой высокой релаксационной стойкостью при начальном напряжении, равном пределу упругости о0,002, обладают стали Х17Н7ЮТ и Х15Н7М2Ю (рис. 148).

В отличие от холодной пластической деформации BTMO хромоникелевых сталей переходного класса, особенно Х15Н9Ю, Х17Н7Ю, Х15Н7М2Ю, Х17Н7М2Ю сильно повышает устойчивость аустенита.

Наиболее эффективный метод разложения аустенита после BTMO — совместное использование высокого отпуска при 750° С, 2 ч, в сочетании с последующей обработкой холодом при -70° С, 2 ч. Однако, если в сталях Х17Н7Т и Х17Н7ЮТ превращение аустенита в мартенсит при обычной закалке происходит почти полностью, то после BTMO все же фиксируется, правда, небольшое количество остаточного аустенита, который превращается в результате последующей обработки холодом при -70° С в течение 2—3 ч. BTMO этих сталей интенсифицирует процесс последующего старения, а также сильно повышает абсолютную величину упрочнения, что связано с ростом плотности дефектов и их влиянием на ускорение диффузионных процессов. Так, если после закалки, обработки холодом и старения при 450° С, 3 ч предел упругости (о0,002) стали Х17Н7ЮТ равен 1060 Мн/м2 (108 кГ/мм2), то после BTMO при 950° С с обжатием 50% и старения при 450° С, 2 ч, предел упругости равен 1390 Мн/м2 (142 кГ/мм2). В результате BTMO также повышается и твердость (с 500 до 550 HV). Абсолютные значения упрочнения, полученные на стали Х17Н7ЮТ в результате старения как после предшествующей холодной пластической деформации, так и BTMO при 950—1000°C практически одинаковы, хотя относительный прирост свойств после BTMO выше. После BTMO сталь Х17Н7ЮТ имеет невысокую твердость (190—310 HV) по сравнению с получаемой после холодной пластической деформации, что улучшает ее обрабатываемость.

Кроме того, BTMO стали Х17Н7ЮТ, Х17Н7Ю и др. увеличивает сопротивление ее микропластическим деформациям и коэффициент упрочнения, поскольку большинство дислокаций оказываются связанными выделениями, которые возникают при охлаждении и закрепляют полигональную субструктуру (рис. 149). Развитие неупругих эффектов (гистерезиса и последействия) в результате BTMO заметно снижается (рис. 149). Поэтому применение BTMO для стали Х17Н7ЮТ, а также Х17Н7Ю, Х15Н7М2Ю и Х17Н7М2Ю — весьма эффективный способ упрочнения упругих элементов, изготовление которых требует значительной обработки давлением. Прочностные свойства, в том числе сопротивление малым пластическим деформациям аустенито-мартенситных сталей переходного класса, могут быть существенно улучшены в результате применения двойного старения. Так, предел упругости (сг0,002) стали Х17Н7ЮТ, достигающий после закалки и старения при 450° С, 6 ч, -1060 Мн/м2 (108 кГ/мм2) при последующем дополнительном старении при 400° С, 12 ч, возрастает до 1180— 1230 Мн/м2 (120—125 кГ/мм2). Соответственно снижается прямое упругое последействие и гистерезис.

Наряду с высокими упругими свойствами стали аустенито-мартенситного класса обладают коррозионной стойкостью, близкой к стали типа 18-8. Стали устойчивы в морской воде, в 30%-ном растворе едкого натра и других средах. Они стойки к действию концентрированной азотной кислоты на холоду, но корродируют в ней при повышенных температурах. Скорость против коррозии снижается по сравнению с закаленным состоянием после термической обработки на высокую прочность.

В кипящей 30%-ной азотной кислоте скорость коррозии после термической обработки (нормализация при 950° С, обработка холодом при -70° С и старение при 350° С) образцов из стали Х15Н9Ю не превышает 0,10 мм/год, а после старения на высокую прочность (при 475° С) она составляла 1,0—2,5 мм/год. В той же кислоте, но при 40° С, скорость коррозии стали Х15Н9Ю колеблется от 0 до 0,001 мм/год. Существенно, что стали X17Н7ЮТ и X15Н7М2Ю, а также X17Н7Ю мало изменяют свойства несовершенной упругости под действием сильно агрессивных сред (рис. 150).

По данным, упругие чувствительные элементы из стали Х17Н7Ю после градуировки подвергали коррозионным испытаниям в сильно агрессивных окислительных средах на основе азотной кислоты концентраций 30 и 100%. Сопоставление результатов градуировки после выдержки в сильно агрессивной среде с результатами градуировки датчиков до погружения в нее показывает, что коррозионная стойкость стали Х17Н7Ю в этих средах высокая. Об этом свидетельствует неизменность частотной характеристики датчиков, а также практически полная неизменность величины гистерезиса по сравнению с состоянием до коррозионных испытаний.

Для сохранения высокой коррозионной стойкости термическую обработку пружин и упругих элементов из сталей аустенито-мартенситного класса следует выполнять в среде, исключающей науглероживание или азотирование, так как вследствие образования карбидов или нитридов хрома твердый раствор обедняется хромом. После термической обработки желательно электрополирование.