Углеродсожержащие легированные стали

Систематических данных о влиянии легирующих элементов на основные свойства пружинных сталей в литературе нет. На основании теории легирования введение легирующих элементов в пружинные стали основывается на следующих главных положениях.

Прежде всего, легирующие элементы (кроме кобальта) снижают температуру мартенситного превращения, от которой в значительной степени зависит субструктура мартенсита — плотность и распределение получаемых в нем дефектов строения, определяющих сопротивление микропластическим деформациям. Равная с углеродистой сталью температура мартенситного превращения легированной стали, а следовательно, и практически сходная субструктура мартенсита, могут быть достигнуты при меньшем содержании углерода. По этой причине должно быть выше не только упрочнение легированной стали, но и ее пластичность и вязкость и меньше склонность к хрупкому разрушению по сравнению с углеродистой. Поскольку при повышенном содержании легирующих элементов в структуре стали после закалки сохраняется увеличенное количество остаточного аустенита, то для его превращения в мартенсит необходимо применять обработку холодом.

Далее, карбидообразующие легирующие элементы, повышая энергию активации диффузии атомов железа и углерода, соответственно увеличивают стабильность тонкой структуры мартенсита, а также тех сегрегаций на дислокациях из атомов углерода (и азота), которые возникают в процессе мартенситного превращения, выдержке после его завершения при комнатной температуре и при последующем отпуске.

Однако, по данным некарбидообразующие элементы — кремний (2,7%), кобальт (5%) и особенно никель (8%) — заметно снижают энергию взаимодействия между дислокациями и атомами внедрения до значений 0,55 ± 0,03; 0,39 ± 0,03 и 0,16 ± 0,03 эв, соответственно по сравнению с 0,79 ± 0,01 эв для технического (нелегированного) железа.

Кроме того, легирующие элементы, особенно карбидообразующие и кремний, повышают устойчивость карбидной фазы, уменьшая скорость ее коагуляции вследствие роста энергии активации диффузии углерода и увеличения энергии связи вакансий, т. е. уменьшения их подвижности. Поэтому карбидная фаза легированной стали вплоть до повышенных температур отпуска состоит из весьма дисперсных частиц. Таким образом, повышение энергии активации диффузии содействует стабилизации структуры легированной стали — как карбидной фазы, так и субструктуры матрицы, так что мартенситная субструктура может сохраняться вплоть до высоких температур отпуска. Вследствие замедления процессов разупрочнения предельная температура службы пружин из легированной стали естественно выше, чем из углеродистой.

Поэтому в легированной стали в результате закалки и отпуска при повышенной температуре можно обеспечить высокие прочностные свойства, в первую очередь предел упругости, при повышенных характеристиках пластичности и вязкости и сниженных остаточных напряжениях.

Количественная оценка влияния различных легирующих элементов на упрочнение стали во многих случаях противоречива, поскольку разные авторы приводят данные об измерении различных прочностных свойств, но чаще величины пределов текучести и прочности (или твердости), которые, как известно, характеризуют сопротивление сплавов развитию умеренных и больших пластических деформаций соответственно.

Однако эти свойства выявляют не только собственное влияние легирующих элементов на фазовый состав и структуру стали, включая и субструктуру, но также и те изменения микроструктуры и субструктуры, которые происходят в стали в процессе развития пластической деформации во время механических испытаний образцов.

Таким образом, пределы прочности и текучести являются интегральной характеристикой влияния легирующих элементов на исходное структурное состояние сплава и на его изменение в процессе пластической деформации, т. е. на формирование определенной субструктуры в результате перераспределения, размножения и взаимодействия дислокаций.

Естественно, что истинное упрочняющее влияние легирующих элементов может быть установлено по порогу или пределу упругости, при определении которых исходное состояние сплава, зависящее от содержания легирующих элементов, практически не изменяется. Таким образом, основные свойства, определяющие качество пружин, помимо чисто технического значения, имеют еще значение и для теории упрочнения сплавов.

Однако в литературе очень мало систематических данных о влиянии легирующих элементов на сопротивление развитию микропластических деформаций в легированном мартенсите.

Известно лишь, что с ростом содержания хрома в безуглеродистом мартенсите растет сопротивление малым пластическим деформациям. По данным Б.Г. Белякова, предел текучести безуглеродистого мартенсита в зависимости от содержания хрома возрастает линейно согласно соотношению:



где oт0 — сопротивление пластическому течению железа без хрома; р1 — коэффициент пропорциональности; CCr — концентрация хрома, % (по массе). Такой же характер имеет и зависимость начального сопротивления пластическому течению оi, полученная методом экстраполяции кривой деформации



где oi0 — начальное сопротивление пластическому течению железа, р2 — коэффициент пропорциональности и CCr — концентрация хрома, %. Зависимости от и oi для закаленных сплавов в функции содержания хрома идут параллельно. Точно так же параллельно друг другу следуют зависимости пределов текучести и начального сопротивления течению в функции концентрации хрома и в случае отожженных сплавов. Этот же эффект повышения степени упрочнения a-твердого раствора от введения хрома установлен и при исследовании отожженных монокристаллов. По данным, критическое приведенное касательное напряжение течения растет с увеличением содержания хрома, сначала линейно (до 5% Cr), а затем более круто (до 24% Cr). Степень или коэффициент деформационного упрочнения стали тем больше, чем выше содержание хрома, но кристаллографический механизм скольжения и двойникования практически не зависит от содержания хрома. При этом предел текучести поликристаллического железохромистого сплава лишь незначительно выше, чем монокристалла, но коэффициент деформационного упрочнения поликристаллического сплава значительно больше.

Разница между закаленными и отожженными сплавами, по данным работы Б.Г. Белякова, лишь в абсолютном значении этих свойств, которые для закаленных сплавов, естественно, выше [на 127—157 Мн/м2 (13—16 кГ/мм2)] вследствие различий в тонкой структуре. Кроме того, Б.Г. Беляков установил, что и коэффициент, или константа, упрочнения (К) для сплавов, закаленных на мартенсит, выше (К = 15/16), чем для отожженных (К = 9/10). Однако эта константа для безуглеродистого мартенсита практически не зависит от содержания хрома. Это, возможно, связано с тем, что введение хрома в количестве до 10%, по данным Л.М. Утевского и В.И. Изотова, практически не влияет на субструктуру и морфологию мартенсита, а следовательно, и на механизм мартенситного превращения. Хотя этот результат получен на стали с высоким содержанием углерода (-1,5% С), но, вероятно, он имеет общее значение.

Исследование упрочнения мартенсита углеродсодержащих никелевых сталей показало, что никель, по-видимому, не влияет на сопротивление микропластическим деформациям при условии постоянства температуры мартенситного превращения, так же, как и в двойных железо-никелевых твердых растворах. Однако в этих твердых растворах очень сильно выражен эффект деформационного упрочнения, особенно значительный в области микропластической деформации.

Как показало исследование методом электронной микроскопии субструктуры железоникелевого твердого раствора, его сильное деформационное упрочнение связано с тем, что никель создает препятствия поперечному скольжению. В то же время хром, судя по данным Б.Г. Белякова, не препятствует поперечному скольжению, о чем свидетельствует ячеистая субструктура, развивающаяся при деформации, а плоские скопления не обнаруживаются. Поэтому заметно повышается сопротивление микропластическим деформациям и мало изменяется коэффициент упрочнения и соответственно пределы прочности и текучести.

Приведенные выше данные о влиянии хрома и никеля показывают, что оба эти легирующие элемента влияют на упрочнение феррита в области микро- и макродеформации качественно так же, как и на мартенсит.

Таким образом, если известно, что данный легирующий элемент повышает сопротивление малым пластическим деформациям феррита, то в общем таким же будет его воздействие и на мартенсит. Однако количественно эффект упрочнения мартенсита будет больше вследствие измельчения субструктуры, особенно если этот элемент снижает мартенситную точку.

Судя по данным работ, такие легирующие элементы, как кремний, алюминий и в меньшей степени ванадий, повышают сопротивление микропластическим деформациям, тогда как кобальт практически не влияет на его величину (табл. 6). Существенно, что абсолютное значение прироста напряжения течения, установленное экспериментально для указанных легирующих элементов, оказалось весьма близким к рассчитанному по теории упрочнения Мотта и Набарро.

Несколько отличные данные о влиянии легирующих элементов на развитие микропластических деформаций получены В.И. Capраком. В частности, только в случае кремния (2,7%) отмечено повышение энергии активации микродеформации до (3,2 ± 0,4)*10в-2 эв, тогда как для кобальта (5%) и особенно для никеля (8%) эта энергия составляет (1,6±0,2)*10в-2 и (0,7±0,1)*10в-2 эв соответственно по сравнению с (2,0±0,1)*10в-2 эв для технического железа.

Наиболее значительно влияние легирующих элементов на деформационное упрочнение твердых растворов (рис. 47, 48 и табл. 6). Этот эффект авторы объясняют тем, что такие легирующие элементы, как кобальт и ванадий, подобно никелю, по данным электронномикроскопического исследования на просвет препятствуют образованию ячеистой субструктуры и равномерному распределению дислокаций, тормозя поперечное скольжение. Эти данные о влиянии кобальта, и особенно никеля, противоречат результатам работ, в которых на основании изучения релаксационных процессов доказывается, что никель и кобальт повышают подвижность дислокаций и таким образом способствуют их перераспределению, в частности поперечному скольжению при нагружении. Указанное расхождение, по-видимому, объясняется тем, что в работе изучалась субструктура после пластической деформации, а в работе — в области неупругих и микропластических деформаций, соответствующих условиям определения внутреннего трения. В том случае, когда легирующие элементы, как например ванадий 1, бесспорно тормозят поперечное скольжение, резко возрастает роль границ зерен и субграниц как препятствий в передаче скольжения при деформациях, соответствующих пределам текучести и прочности, что и находит отражение в известном соотношении Петча о влиянии величины зерна. Несомненно, что с изменением субструктуры при деформации связано положение температуры порога хладноломкости и, в частности, ее повышение при легировании железа ванадием и ее снижение при введении никеля или кобальта. Легирование стали хромом, по данным, ведет при равных зерне и пределе прочности к снижению порога хладноломкости, что можно объяснить отсутствием плоских скоплений дислокаций при деформации железо-хромистого твердого раствора. По-видимому, должна быть определенная корреляция между температурой порога хладноломкости, склонностью к хрупкому разрушению и особенностями субструктуры, формирующейся в процессе деформации. Однако эта корреляция нарушается при легировании железа никелем, который, хотя и тормозит поперечное скольжение, но в то же время способствует понижению порога хладноломкости и уменьшает склонность к хрупкому разрушению. Это указывает на значительную сложность явлений хладноломкости и хрупкого разрушения.

Хотя влияние легирующих элементов на величину сопротивления развитию микро- и макропластических деформаций a-твердых растворов на основе железа, в том числе и мартенсита, и имеет первостепенное значение, в структуре пружинных сталей после термической обработки — закалки с отпуском или изотермической закалки, часто также с отпуском — наряду с а-твердым раствором присутствуют частицы карбидов, роль которых в развитии процессов скольжения весьма значительна. В действительности, напряжение, необходимое для движения дислокаций, определяется напряжением трения решетки a-твердого раствора, включая и тормозящее действие атомов внедрения и замещения, взаимодействием с дислокациями, границами фрагментов и двойников, возникшими в процессе мартенситного превращения, а также сопротивлением карбидных частиц. Если эти частицы когерентны с матрицей, то при их размерах, меньших критической величины и до величины, равной ей (r меньше rкрит), напряжение течения непрерывно растет, и дислокации проходят через частицы избыточных фаз по механизму перерезания. При r больше rкрит дислокации огибают эти частицы и напряжение течения снижается (рис. 50). Наибольшая величина предела текучести с малым допуском на остаточную деформацию отмечается в том случае, когда происходит переход от механизма перерезания частиц к механизму огибания, т. е. когда вместо образования отделенных друг от друга нагромождений дислокаций их распределение становится более равномерным. Это положение справедливо и для дисперсионно твердеющих сталей, в которых избыточная фаза представляет собой частицы у' (Ni3Ti) с упорядоченной кристаллической структурой. Указанные выше субструктурные изменения сопровождаются переходом стали от хрупкого поведения к вязкому, как и при легировании a-твердого раствора.

Как показано в работе, изменение механизма взаимодействия дислокаций с частицами избыточных фаз (карбидов или нитридов) приводит к повышению коэффициента упрочнения (рис. 51), величина которого, как будет показано ниже, имеет важное значение для упругих элементов, так как при этом уменьшается величина упругого последействия или микроползучести.

По-видимому, для получения высоких характеристик, определяющих качество пружин, необходимо создать такое структурное состояние, при котором после закалки и отпуска в матричной фазе находились бы в значительном количестве дисперсные и равномерно расположенные частицы и механизм движения дислокаций был переходным от перерезания к огибанию этих частиц. При этом в матричной фазе — a-твердом растворе (мартенсите) — должна сохраниться повышенная плотность дефектов строения, образующих хорошо фрагментированную структуру с прочными атмосферами или сегрегациями из атомов углерода и других атомов внедрения.

Такой всесторонний анализ структурного состояния легированных сталей проведен только в некоторых работах. В частности, в работе на примере легированной стали с 0,2% С отчетливо показано, что кремний и марганец и особенно хром — в количестве 2% (ат.) замедляют преобразование субструктуры мартенсита. Кроме того, хром тормозит изменение формы карбидных частиц от игольчатой к сферической и их рост. Кремний и марганец оказывают в этом отношении меньшее влияние, а никель способствует даже росту карбидных частиц (табл. 7).

Судя по приведенным выше данным, стали для пружин должны быть с повышенным содержанием углерода и содержать легирующие элементы, снижающие, но до определенных пределов мартен-ситную точку (при этом растет плотность дефектов мартенсита), увеличивающие энергию активации диффузии с целью стабилизации субструктуры, образующие прочные атмосферы на дефектах строения и медленно коагулирующие карбидные фазы. Эти особенности структурного состояния должны привести к росту сопротивления микропластическим деформациям — основного свойства пружинных сталей.

В зависимости от влияния на субструктуру и микроструктуру стали легирующие элементы можно разделить на две группы:

1. Элементы, вводимые в относительно больших количествах с целью изменения структурного и фазового состояния всего объема стали. Их введение может вызвать изменение энергии поперечного скольжения и, следовательно, может отразиться на особенностях структуры, возникающей в процессе мартенситного превращения и деформации. Некоторые из этих легирующих элементов образуют атмосферы на дефектах строения и частицы избыточных карбидных и других фаз, которые оказывают влияние на развитие микро- и макропластических деформаций.

2. Элементы, обычно поверхностно активные, вводимые в стали в малых количествах (микролегирование), в основном с целью локального изменения структурного состояния сплавов, усиления закрепления дислокаций и связывания вакансий. Эти элементы не изменяют условий поперечного скольжения и в основном повышают сопротивление микропластической деформации и релаксационную стойкость. Поэтому микролегирование представляет особенно большое значение именно для пружинных сталей.

Из легирующих элементов первой группы, судя по имеющимся данным, в пружинной стали должны быть в первую очередь хром, а также молибден и (или) ванадий. Значительное влияние на повышение сопротивления развитию микропластических деформаций должен по ряду данных, оказывать и кремний. По-видимому, его основное и положительное влияние заключается в стабилизации субструктуры и повышении коэффициента упрочнения, что важно для пружинных сталей. Хотя систематических исследований о влиянии такого весьма распространенного легирующего элемента, как марганец, не проводилось, но, по ряду данных, его присутствие оказывает положительное влияние на свойства, повышая предел упругости.

Из легирующих элементов второй группы наибольшее значение имеет, по-видимому, бор, атомы которого располагаются в местах концентрации дефектов кристаллического строения.

Эти атомы снижают упругую энергию дислокаций и вызывают поляризацию атомов железа. Все это приводит к повышению устойчивости атмосфер и к их более прочной блокировке. Как будет показано ниже, введение бора в количествах ~10в-3% оказывает положительное влияние на свойства пружинных сталей и сплавов на различных основах и с разной структурой. Правда, в других нежелезных сплавах, помимо бора, положительную роль играют другие легирующие элементы, вводимые в малых количествах.

Естественно, что окончательный выбор оптимального состава пружинной стали нельзя произвести только по данным упрочняющего действия легирующих элементов — необходимо определение пластичности и вязкости, порога хладноломкости и других свойств, и особенно, усталостной прочности, на которую состав стали оказывает относительно небольшое влияние.

Наконец, большое и во многих случаях решающее значение имеют технологические свойства — склонность к обезуглероживанию, температура порога роста зерен, закаливаемость и прокаливаемость и др., которые также следует учитывать при выборе оптимального состава.

Отсюда следует, что проблема выбора оптимального состава пружинной стали весьма сложная и может быть решена лишь на основе анализа всего комплекса механических и технологических свойств.

В промышленности используют большое число различных по составу и свойствам пружинных сталей, многие из которых являются сложнолегированными и содержат, кроме 0,4—0,8% С, не менее двух таких легирующих элементов, как кремний, хром, ванадий, молибден и (или) марганец и реже никель и вольфрам. Кроме того, в некоторых из сталей присутствует бор.

Эти стали можно разделить на следующие группы:

1) кремнистые стали;

2) сложнолегированные кремнистые стали;

3) хромомарганцевые стали;

4) хромованадиевая и хромомарганцовованадиевая стали;

5) хромоникелевые стали;

6) борсодержащие стали;

7) средне- и высоколегированные углеродсодержащие стали со вторичным твердением.

Наибольшее распространение получили стали первой группы.