Общие сведения о термомеханической обработке пружинных сталей

Большое значение для упрочнения пружинных сталей в последнее время приобрели методы высокотемпературной и низкотемпературной термомеханической обработки, создающие особую субструктуру мартенсита, существенно влияющую на процессы карбидообразования при отпуске. После указанной обработки сталь приобретает высокий комплекс механических свойств. В разработке теории и технологии TMO большая заслуга принадлежит отечественным исследователям — Г.В. Курдюмову, М.Л. Бернштейну, Д.А. Прокошкину, В.Д. Садовскому, Р.И. Энтину, К.Ф. Стародубову, А.П. Гуляеву, Л.М. Утевскому, Е.Н. Соколкову и др. Результаты работ отечественных и зарубежных авторов обобщены в фундаментальной монографии М.Л. Бернштейна. Поэтому в данной главе приводятся лишь некоторые общие положения о природе термомеханического упрочнения, необходимые для анализа конкретных данных о свойствах пружинно-рессорных сталей, подвергнутых ТМО.

При низкотемпературной и высокотемпературной термомеханической обработке сначала деформируется аустенит и приобретенные им дефекты строения в большей или меньшей степени наследуются мартенситом, образующимся при охлаждении. Это наследование заключается в том, что дислокации и субграницы, возникающие при деформации аустенита в температурной области его стабильного или метастабильного состояния, преобразуются в дислокации и субграницы мартенсита, поскольку при мартен-ситном превращении атомы смещаются на расстояния, меньшие межатомных, и остаются соседями. Таким образом, дислокации и субграницы в мартенсите должны быть в тех же местах, в которых они были в аустените. Наследование мартенситом дислокаций из деформированного аустенита доказано прямым электронномикроскопическим исследованием.

Дополнительное деформационное упрочнение мартенсита при BTMO или HTMO связано с наследованием субструктуры от деформированного аустенита. Эта особенность деформационного упрочнения мартенсита обусловливает отличие структуры, а следовательно, и свойств мартенсита после BTMO и HTMO от непосредственно деформированного мартенсита, как в случае марформинга. Если в последнем случае дефекты строения в мартенсите распределяются преимущественно неупорядоченно, то, например, после BTMO ячеистая субструктура, возникшая при деформации аустенита вследствие достаточной тепловой активации, преобразуется в полигонизованную (или частично рекристаллизованную), которая и наследуется мартенситом. Действительно показано, что при BTMO стали типа Н30Ф2, дислокационные субграницы, полученные в аустените, сохраняются и в мартенсите, но их направление вследствие сдвигового характера мартенситного превращения при переходе через межфазовую границу изменяется. Естественно, что разные дислокационные конфигурации образующие разные субграницы в аустените, неодинаково смещаются при переходе через межфазовую границу с мартенситом.

Помимо того, что в результате BTMO субструктура аустенита становится полигонизованной, в нем также идут диффузионные процессы, заключающиеся в перераспределении атомов углерода, которые частично образуют скопления на дислокациях. Такая концентрация атомов углерода в местах расположения несовершенств строения сохраняется и даже усиливается при образовании мартенсита вследствие его самоотпуска. В свою очередь, эти скопления из атомов углерода, возникшие на субграницах, способствуют стабилизации субструктуры аустенита и более полному ее наследованию мартенситом. Таким образом, BTMO существенно изменяет состояние мартенсита — его дислокационную субструктуру и особенно распределение в нем атомов углерода. Для мартенсита, полученного в результате ВТМО, характерна равномерность распределения дислокаций благодаря предшествующей полигонизации и меньшая концентрация углерода в решетке, что ведет к уменьшению ее тетрагональности вплоть до кубической симметрии. Такие изменения состояния мартенсита и являются, по-видимому, основными факторами, определяющими повышенную пластичность стали, подвергнутой ВТМО, и позволяют реализовать высокую прочность мартенсита. Возможно также, что пластичность повышается и благодаря образованию из обедненного углеродом аустенита некоторых количеств бейнита.

Повышение прочности в результате ВТМО связано с одновременным действием нескольких структурных механизмов упрочнения.

Прежде всего, при ВТМО благодаря предшествующему наклепу аустенита кристаллы мартенсита приобретают повышенную плотность дефектов строения и оптимальную концентрационную неоднородность. При этом субструктура мартенсита оказывается особым образом фрагментированной вследствие отмеченного выше перехода дислокационных субграниц из аустеница в мартенсит. Кроме того, рост плотности дефектов строения ведет к увеличению углов разориентировки на границах фрагментов кристаллов мартенсита. В этом сильно фрагментированном мартенсите имеется большее, чем в недеформированном мартенсите, число зон — скоплений из атомов углерода, что также способствует упрочнению. Все эти изменения состояния мартенсита обусловленные термомеханической обработкой и повышающие прочность и пластичность, суммируются с упрочнением за счет самого мартенситного превращения и обеспечивают в итоге повышенную прочность и пластичность стали.

В процессе НТМО, когда деформацию проводят при более низких температурах (ниже порога рекристаллизации), в аустените фиксируется лишь типичная для него ячеистая дислокационная субструктура. Размер ячеек и плотность дислокаций в границах ячеек тем больше, чем выше степень деформации. Вследствие более низкой температуры деформации процессы аннигиляции дефектов строения идут со значительно меньшей интенсивностью. Перераспределение дислокаций при HTMO может происходить лишь в весьма ограниченной степени и полигонизация часто не оформляется полностью. Ячеистая субструктура такого аустенита с высокой плотностью дислокаций наследуется мартенситом. В итоге мартенсит после НТМО, так же как и после ВТМО, приобретает повышенную плотность дефектов, но их распределение существенно отличается от получаемого при ВТМО.

Прочность стали, подвергнутой НТМО, выше, чем после обычной закалки или ВТМО. Этому, помимо особой фрагментации мартенсита, способствует выделение из мартенсита при закалке или из аустенита при деформации в области сравнительно невысоких температур известного количества весьма дисперсных карбидов, располагающихся в местах высокой концентрации дефектов строения. Тот факт, что пластичность стали после НТМО все же сохраняется на известном уровне, свидетельствует о частичном перераспределении дислокаций в их скоплениях по границам ячеек, а также о возможном уменьшении концентрации углерода в твердом растворе вследствие выделения частиц карбидов при деформации или при охлаждении в процессе закалки.

Помимо ВТМО и НТМО, перспективным методом улучшения механических свойств пружинных сталей является предварительная термомеханическая обработка (ПТМО) — холодная пластическая деформация, промежуточный отпуск и последующая закалка, лучше в условиях быстрого нагрева. В этом случае наиболее устойчивые дефекты строения, созданные в процессе холодной пластической деформации стали с пластинчатой феррито-карбидной структурой, наследуются аустенитом, а затем мартенситом.

Возможность наследования мартенситом дефектов, полученных в аустените при ПТМО, как и при ВТМО и НТМО, определяется известным ориентационным соответствием при превращении а —> у —> а. Это соответствие, а также особенности бездиффузионной перестройки при мартенситном превращении сохраняют в мартенсите текстуру дислокаций, предварительно приобретенную аустенитом от исходной структуры.

Менее ясен вопрос о наследовании дефектов, созданных деформацией в феррите, при превращении феррито-перлитной или перлитной структуры в аустенит. По-видимому, в процессе нагрева, даже если при этом успевают пройти только начальные стадии рекристаллизации, большая или меньшая часть дефектов строения сохраняется, а дальнейший переход а —> у при сохранении ориентационного соответствия определяет возможность наследования этих дефектов. Более полное наследование дефектов строения, созданных предшествующей холодной пластической деформацией, достигается в том случае, когда после этой деформации проводят промежуточный отпуск при 300—400° С, закрепляющий дислокации вследствие полигонизации и образования атмосфер из атомов углерода, что подтверждается данными экспериментов по определению амплитудной зависимости внутреннего трения (рис. 100). В итоге дислокационная структура оказывается достаточно стабильной и поэтому в значительно большей степени наследуется аустенитом, а следовательно, и мартенситом при закалке, чем в том случае, когда деформированная сталь не подвергалась промежуточному отпуску. Об этом свидетельствует и большая величина физического уширения дифракционной линии (110)а мартенсита стали, подвергнутой промежуточному отпуску, и более высокие ее прочностные свойства и большая пластичность (рис. 101) по сравнению со сталью без этого отпуска.

Как было сказано выше, высокотемпературная, низкотемпературная или предварительная термомеханическая обработка оказывают значительное влияние на механические свойства стали, главным образом благодаря воздействию на субструктуру стали. Поэтому можно было ожидать, и это подтвердилось, что TMO будет одним из наиболее эффективных методов упрочнения пружинных сталей и сплавов.