Author: Рахштадт А.Г.
Tags: машиностроение обработка металлов металлы металловедение издательство металлургия
Year: 1982
Text
А. Г. РАХШТАДТ
ПРУЖИННЫЕ
СТАЛИ
И СПЛАВЫ
Л. Г. РАХШТАДТ
ПРУЖИННЫЕ
СТАЛИ
И СПЛАВЫ
Издание 3*е, переработанное и дополненное
МОСКВА «МЕТАЛЛУРГИЯ» 1982 г.
il м ini
I •> • • > Hi H>i । <|)n i m,h плуг, проф. M. А. Штремель
и* <и,*1 (II.'i :»
lips ihiniithic < la.nii и сплавы. 3-е изд., перераб. и доп. Ра х штадт А. Г. М.,
Л1« ।,1'i.ivpi им». 1982, 400 с.
В । ре и,ем издании книги все главы и разделы переработаны в свете совре-
менного развития металловедения и термической обработки и дополнены новыми
данными о составах, структуре, термической и термомеханической обработке.
Рассмотрена теория легирования и на ее основе анализируются структура и свой-
ства новых составов рессорно-пружинных, коррозионностойких, высококорро-
зионностойких сплавов для работы при низких температурах, мартенситно-
стареющих, теплостойких и т. д. Представлены новые методы упрочнения —
Динамическое старение, ступенчатое старение, старение с использованием меха-
низма прерывистого распада, а также новые способы создания и упрочнения
сплавов.
Предназначена для инженерно технических работников предприятий метал-
лургической, машиностроительной, приборостроительной и радио-электронной
промышленности, а также для научных работников, преподавателей, аспирантов
и студентов старших курсов высших технических учебных заведений. Ил. 213.
Табл. 49. Библиогр. список: 273 наш.
Александр I рш орьевпч РАХШТАДТ
ПРУ/КПННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Редактор II А. Комарова
Редакторы издательства Э. М Щербинина, А. И. Зимина
Художественный редакюр А. И. Г оф штейн
Технический редактор Г М. Барановская
Корректоры: Е. В $1 к и м а и г к а я, Г. Т. П е т р о в а
Переплет художника 15, 3. Казакевича
ИБ № 849
Сдано в набор 26.11.81. Иодшнано в печать 22.04.82. Т-09911.
Формат бумаги 60Х90'/|(|. бумага типографская кн.-журн.
Гарнитура литературная. Печать высокая. Печ. л. 25,0 кр.-отт. 25,0.
Уч.-изд. л. 30,66. Тираж '1300 чкз Заказ 777. Цена 1 р. 90 к.
Изд. .№• 3 166
Ордена Трудовою Красного Знамени
издательство «Металлургия•>, 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14.
Ленинградская типография № 6 ордена Трудового Красного Знамени
Ленинградского объединения «Техническая книга» им. Евгении Соколовой
Союзполиграфпрома при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли.
193144, г. Ленинград, ул. Моисеенко, 10.
_ 2605000000-107
Р 040(01)—82 78-82
© Издательство «Металлургия», 1982
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие.............................................. 5
ЧАСТЬ ПЕРВАЯ
СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
I Л АВА I. СВОЙСТВА ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ ..................... 7
I Л ABA II. ОСНОВНЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ
ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ ........................................ 26
I ЛАВА III. КЛАССИФИКАЦИЯ ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ И ^СПЛАВОВ 36
ЧАСТЬ ВТОРАЯ
ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ ОБЩЕГО НАЗНАЧЕНИЯ
I ч А В A IV. СТАЛИ, УПРОЧНЯЕМЫЕ ДЕФОРМАЦИОННЫМ НА-
КЛЕПОМ ................................................... 43
I (’/тли с перлитвой структурой, упрочняемые холодной
ПЛ«’1С гпческой деформацией ....................... 44
2. Влияние холодной пластической деформации на струк-
туру и свойства нормализованной пружинной стали ... 72
3. (‘тали с бейиптпой структурой, упрочняемые холодной
нласгической деформацией........................... 75
1 Влияние холодной пластической деформации на свойства
пру жш hi ой стали после закалки и скоростного электро-
<>iну< на ......................................... 79
3 Влияние холодной пластической деформации на свойства
пружинной стали с мартенситной структурой.......... 84
I 3 А В A V. СОСТАВ II ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРУЖИННЫХ
(ПАЛЕЙ, УПРОЧНЯЕМЫХ МАРТЕНСИТНЫМ ПРЕВРА-
ЩЕНИЕМ ................................................... 93
I. Общая характеристика свойств и обработки пружинных
сталей ............................................ 93
2. Структура и свойства пружинных сталей после закалки
н отпуска.......................................... 95
3. Структура и свойства пружинных сталей после изотерми-
ческой закалки..................................... 98
4. Углеродистые стали, упрочняемые мартенситным превра-
щением ........................................ 102
5. Легированные пружинные стали, упрочняемые мартен-
ситным превращением............................... 108
। Л А в Д VI. ДИНАМИЧЕСКОЕ СТАРЕНИЕ ИЛИ ОТПУСК ПОД НА-
ГРУЗКОЙ ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ ................................ 190
I I А В A VII. ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ 200
1. Низкотемпературная термомеханическая обработка . . . 204
2. Высокотемпературная термомеханическая обработка . . . 206
ЧАСТЬ ТРЕТЬЯ
ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ СПЕЦИАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ
I Л А В А VIII. КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ (НЕРЖАВЕЮЩИЕ) ПРУЖИН-
НЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ ......................................
1. Стали мартенситного класса.................. 224
2. Мартенситно-стареющие стали................. 224
3. Стали аустенитного класса .................. 231
1*
3
1 1 h Л I А НЬ|< < ‘ h ( > h < >1'I *() {I К ) 1111ОСТОЙКИЕ АУСТЕНИТНЫЕ
< ПЛАНЫ
I ( ii.i.ibi.i па основе системы Ni—Cr
? Высококоррозионностойкие и высокопрочные сплавы на
основе системы Со—Ni—Cr—Mo (W)
I 'I A H A X. I ЕНЛОСТОЙКИЕ ПРУЖИННЫЕ СПЛАВЫ
1. Пружинные сплавы повышенной теплостойкости.
2. Пружинные сплавы высокой теплостойкости (жаропроч-
1 Л ABA XI. СПЛАВЫ С НИЗКИМ И ПОСТОЯННЫМ ТЕМПЕРАТУР-
НЫМ КОЭФФИЦИЕНТОМ МОДУЛЯ УПРУГОСТИ (ЭЛИН-
ВАРЫ) ..........................................
Библиографический список........
325
327
338
341
350
369
392
ПРЕДИСЛОВИЕ
Решения XXVI съезда КПСС о развитии промышленности,
ускорении темпов научно-технического прогресса требуют повы-
шения надежности, долговечности и точности работы машин и
приборов.
Пружинные стали и сплавы широко используются в автомати-
ческих устройствах управления и регулирования, в приборах,
радиоэлектронной аппаратуре, в энергетических установках —
паросиловых, атомных и реактивных, в колесных и гусеничных
машинах главным образом в виде датчиков (мембраны, сильфоны
и т. п.) и силовых (рессоры, демпферы, торсионы и др.) упругих
»л ('ментов.
Роль упругих элементов исключительно важная. Во многих
случаях именно эти элементы определяют надежность и долговеч-
ность службы сложных и ответственных устройств, приборов и
машин в целом. Поэтому в соответствии с задачами повышения
качества указанных изделий и усложнения условий их службы
резко возросли требования, предъявляемые к упругим элементам
но точности их рабочих характеристик, по надежности и долговеч-
ности их службы в разнообразных условиях — при коррозионном
со \ действии химически активных сред, при высоких напряжениях,
при повышенных и сверхнизких температурах, при действии маг-
нитных полей и т. п.
Это привело к расширению производства пружинных сталей и
сплавов не только по их объему, но и по сильно увеличенной но-
менклатуре составов.
Кроме расширения производства улучшаются и качественные
показатели за счет применения более совершенных методов вы-
плавки, внедрения новых, более эффективных составов и методов
Упрочняющей обработки.
За последние годы разработаны новые стали перлитного и мар-
iciiciiTHoro классов, широко внедряются коррозионностойкие
\i;iртснситио-стареющие с прямым и обратным мартенситным пре-
вращением, аустенитные коррозионностойкие дисперсионно-тве-
р нчощие сплавы, высококоррозионностойкие, сплавы для работы
при сверхнизких и при высоких температурах. Кроме того, все
шире используются в промышленности новые методы упрочнения:
< |\неичатое старение, динамическое старение, старение с исполь-
зованием прерывистого механизма распада, новые технологиче-
< ।лк' схемы термомеханической обработки и др. Все большее вни-
M.HIHC уделяется вопросам состояния поверхностного слоя, имею-
ннчо особо важное значение для упругих элементов малой тол-
ш ины.
( ^временный уровень разработки новых пружинных ста-
’Н'н и сплавов, а также методов упрочнения достигнут в резуль-
ы к' развития теоретического металловедения и физики ме-
I <1. 1Л0В,
5
Ра житие этих отраслей науки и позволило установить природу
cipvKivpiibix изменений, происходящих в пружинных материалах
при пеупругоГ! п микропластической деформации, определяющих
их основные свойства, а также в результате превращений при тер»
mi nice кой н термомеханической обработке.
I !менно на этой основе установлено, что для получения высокого
сопротивления микропластическим и малым пластическим дефор-
мациям структурное состояние сплавов должно характеризоваться
высокой плотностью прочно закрепленных дислокаций, смещению
которых препятствуют дисперсные и равномерно распределенные
в пределах достаточно измельченных зерен или субзерен матрицы
частиц избыточных фаз, при малом расстоянии между ними. Пе-
ремещению дислокаций также препятствует микродоменная струк-
тура и локальный дальний порядок в матричной фазе. Существенно,
что это же структурное состояние сплавов определяет и высокий
уровень других свойств пружинных сплавов — сопротивление
разрушению, релаксационную стойкость, усталостную прочность
и др. Этот подход и определяет выбор составов пружинных спла-
вов любых классов и методов их упрочняющей обработки.
В третьем издании книги, как и в предыдущем, пружинные
сплавы классифицированы по основным методам упрочнения и
назначению и по этим признакам рассматриваются составы, свой-
ства, а также обработка основных групп сплавов.
В этом издании с учетом новых данных переработаны по суще-
ству все главы и разделы. Кроме того, введен материал о многих
пружинных сплавах, особенно специализированного назначения
(коррозионностойкие, теплостойкие, элинварные и т. п.) и эффек-
тивных методах упрочнения. В книге не приводятся сведе-
ния о пружинных сплавах на основе меди, поскольку по этому
вопросу издана отдельная монография «Пружинные сплавы меди»
авторов Ж. П. Пастуховой, А. Г. Рахштадта (М., Металлургия,
1979 г.).
В процессе работы над третьим изданием большую помощь
автору оказали профЛдокт. техн, наук Д. А. Прокошкин и весь
коллектив кафедры термической обработки МВТУ им. Н. Э. Бау-
мана, которым автор выражает искреннюю признательность. Ав-
тор выражает большую благодарность канд. техн, наук О. М. Хо-
вовой, Г. А. Мелковой, С. М. Серебрину, Л. В. Барсегьяну,
Е. Е. Поповой, Г. В. Горшковой и 3. И. Минаевой.
Автор выражает глубокую благодарность профессору докт.
физ.-мат. наук М. А. Штремелю за ценные советы и критические
замечания, сделанные при рецензировании рукописи.
Часть первая
СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ
ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
Глава I
СВОЙСТВА ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
Порог и предел упругости. Сопротивление малым пластическим
^формациям — основное свойство пружинных сплавов — на-
и жнее всего характеризовать условным пределом упругости,
<н вечающей появлению остаточной деформации ~10-3 % или
лучше 10 4 %. Главное отличие предела упругости от предела
пропорциональности, также иногда используемого для оценки
। ачества пружинных сплавов, не в величине заданного допуска
на остаточную деформацию, а в более высокой точности его оп-
1>с юления при равноценной методике испытаний, поскольку при
ип,\] измеряется только остаточная деформация после разгрузки,
h роме того, предел упругости прямо указывает на величину на-
ир я/кепия, соответствующую появлению определенной остаточной
к формации.
Но мнению авторов работы fl I, макроскопический предел уп-
р\|()стн отвечает переходу от первой стадии развития микропла-
< пиеской деформации, характеризующейся высоким коэффициен-
та упрочнения, ко второй, когда коэффициент упрочнения резко
пласт и возрастает скорость накопления остаточной деформации,
ин две стадии развития микропластической деформации имеют
p.i '.личную физическую природу. На первой стадии смещение дис-
|<>кац11й, стенок магнитных доменов и т. п. незначительно и обра-
тно, и интенсивность ее развития в основном определяется на-
пишем поверхностных и объемных неоднородностей и поэтому,
гак утверждают авторы работы [1 I, не зависит от состава и обра-
OHIKH сплавов, что, однако, является дискуссионным. На второй
< I.I’liin, в отличие от первой, происходят необратимые изме-
нения структуры (включая дислокационную). Таким образом,
макроскопический предел упругости имеет известный физический
< \1ЫСЛ.
I ехническое значение предела упругости заключается в том,
..шт) величина характеризует предельные напряжения, которые
in должны быть превышены в упругих элементах в процессе их на-
I р\ /КОПИЯ.
11 а конец, важен и тот факт, что между условным пределом уп-
р\|ости и величиной упругого гистерезиса, определяемого при
н хннческих измерениях (рис. 1), упругого последействия и цик-
ш'Н'ской прочности (рис. 2) существует достаточно четкая и физи-
ш. mi обоснованная корреляция.
7
11 iih'i । mi, «но у многих монокристаллов отчетливо выражен абсолютный
пр» к । viipyiости, ниже которого нет ни остаточной деформации, ни упругого
। н< и рг iiic.i, иначе говоря, ниже этого предела кристаллы ведут себя как идеально
ynp}ioc тело [2J. Судя по данным экспериментальных исследований, и для по-
ли кристаллов существует предел упругости, близкий к асбсолютному, который
назван М. А. Штремелем и автором порогом упругости. При напряжениях ниже
этого порога упругости не обнаруживается остаточной деформации даже при
увеличении точности измерений. Этот порог упругости, или абсолютный предел
упругости, некоторые авторы (П. Лукас, В. Бонфилд и др.) определяют как на-
пряжение, соответствующее первому появлению замкнутой петли упругого ги-
стерезиса, после того как линии нагрузки и разгрузки совпадали (при более низ.
Рис. 1. Зависимость между ве-
личиной гистерезиса Гтах и
пределом упругости а0002 для
бериллиевой бронзы после за-
калки и старения при 320 —
340 °C
Рис. 2. Корреляция между ус-
ловным пределом упругости ^и
циклической прочностью ог_г
оловяннофосфористой бронзы
БрОФ6,5-0,15. Значения пре-
дела выносливости а_х получе-
ны при = 5*106 циклов
(Г. С. Ионычев)
Ких напряжениях). Если построить зависимость площади замкнутой петли ги-
стерезиса, т. е. величины, пропорциональной энергии, рассеиваемой в процессе
деформации, в функции амплитуды напряжения, то порогом упругости можно
назвать напряжение, получаемое в результате экстраполяции указанной зави-
симости на нулевую площадь петли. Однако вопрос о применении этого метода
определения истинного предела или порога упругости, по-видимому, нуждается
в дополнительном обсуждении, поскольку образование замкнутой петли гисте-
резиса, по данным П. Лукаса и М. Клеснила, связано не только с изменением
в дислокационной структуре, зависящей от природы металла (В. Бонфилд,
Дж. Робертс, Д. Хартман), но и с методикой испытания или обработки образцов.
Истинный предел упругости, по данным работы [3], соответствует напряжению,
начиная с которого появляются потери на микропластическую деформацию. Этот
истинный предел упругости в никеле (99,5 % Ni) оказался равным 1,60 ±
± 0,20 МПа, что на порядок ниже напряжения, которое вызывает легкое сколь-
жение в монокристаллах чистого никеля. Истинный предел упругости нечув-
ствителен к температуре и концентрации примесей, что связано с тем, что микро-
пластические деформации на этом этапе протекают в объеме зерна.
При достаточно большой амплитуде напряжений петля упругого гистере-
зиса от замкнутой переходит в незамкнутую, или открытую. Напряжение, отве-
чающее первому появлению такой петли, а следовательно, и некоторой микро-
пластической деформации — обычно порядка (14-2)-10“6 — можно по предло-
жению Дж. Робертса и Д. Хартмана называть пределом микротекучести (упру-
гости). Естественно, что величины абсолютного предела (или порога) упругости
и предела микротекучести (или упругости) зависят от чувствительности изме-
рительной техники, но при одинаковой чувствительности измерительных средств
они характеризуют разные стадии процесса деформации (микропластической
деформации).
8
Механизм микропластической деформации. Величина порога упругости не-
посредственно связана с напряжением трения решетки — критическим напря-
.|.<‘ннем, при котором начинается обратимое движение дислокаций из положений,
снимавшихся ими до приложения нагрузки. Основные составляющие напряже-
нии трения, как и порога упругости — взаимодействие дислокаций со статисти-
•к-( кп расположенными атомами примесей, особенно внедрения, и упругое вза-
мо'К'пствие дислокаций между собой. Однако главное значение имеет первый
ф.шюр, поскольку, например, величина порога упругости поликристаллического
кс. к'за высокой чистоты не зависит от степени исходной пластической деформации.
I Кчтользуя метод измерения рассеяния энергии по величине площади замк-
ну toil петли упругого гистерезиса при деформации, можно вычислить напряже-
на грспия, а следовательно, определить и величину порога упругости.
В работах В. Бонфилда, И. Мекина, А. Лоули показано, что энергия, затра-
'1пв.1(‘мая на^образование замкнутой петли гистерезиса, равна AIF = 2т^ Ау,
Деформация
Рис. 3. Возможные формы петли гистерезиса:
— ширина петли; Ду — неупругая деформация
। лс \у максимальная неупругая деформация, а Тр — напряжение трения
< 1»п< 3). Отсюда, зная &W и Ау, можно вычислить напряжение трения решетки.
Как уже указывалось, порог упругости прямо связан с величиной напря-
=i.riiiiu ।рения. При напряжениях ниже порога упругости петля упругого гисте-
Р* пн а замкну гая и может многократно воспроизводиться. Следовательно, дви-
t,< ни*- дислокаций при каждом цикле нагрузка—разгрузка повторяется и дисло-
к Ullin, которые перемещались при нагрузке в одном направлении, при раз-
ipyiKe движутся в обратном направлении. В исходном положении каждая дис-
ПЖ.1ППЯ уравновешена упругим напряжением tq и напряжением трения Тр.
I елп дислокации, перемещаясь в процессе нагрузки, достигли состояния
р.1В1в»|цч-пя при приложенном напряжении т = + тр, то при разгрузке они
о\ /ц । двигаться в обратном направлении под напряжением тг = xq — %р. Таким
<и»р.|юм, минимальное напряжение, необходимое для движения дислокаций,
। 11 2т/г, т. е. порог упругости т0 равен 2t/?.
)ior же результат получается и в том случае, если принять, что A IF =
Ду, п'предположить, что рассеяние энергии в твердом теле представляет
Р* 1\лыат только одного процесса — преодоления напряжения трения.
I елп петля упругого гистерезиса лишь немного отличается от прямой линии
к ам или туда напряжения приближается к т0, то площадь этой петли приблизи-
|* н.по равна A IF /<т0 (при у—> 0). В то же время, поскольку в общем слу-
чи* \ IV' 2хр Ау, то, как и в первом случае, т0 = 2тд. Соотношение между
|/ и 10 также отчетливо видно из рис. 3. Таким образом, порог упругости можно
ни к ^третировать как напряжение, по достижении которого начинает действовать
• 'inn из механизмов атермической пластической деформации. Это движение за-
г 11*>'1,к'Г(‘я в выгибании сегментов дислокаций в местах концентрации напря-
I* и и я, т. е. у границ зерен или в участках, где имеются включения или другие
* ।р \ к।урпыс дефекты.
9
Точный структурный механизм, лежащий в основе процессов, приводящих
к появлению замкнутых петель гистерезиса и, следовательно, определяющих
положение порога упругости, еще не установлен. Не вполне ясно, ограничи-
вается процесс неупругой деформации только выгибанием сегментов дислокаций
или при этом уже действуют источники дислокаций, но дислокации, испускаемые
этими источниками, при разгрузке возвращаются обратно и уничтожаются на
них. Таким образом, для этих дислокационных процессов наиболее характерно
то, что они полностью обратимы.
Обратимая неупругая деформация, возникающая при переходе через порог
упругости, наблюдается вплоть до появления первой необратимой пластической
деформации — миллимикропластической (10“9 10 *—10~7) или микропластической
Переход через порог упругости и, следовательно, от упругой и неупругой
деформации к пластической (остаточной) сопровождается резким изменением
коэффициента расширения, тепловых и других физических свойств. В частности,
с переходом через порог упругости коэффициент термического расширения, по
данным А. Розенфельда и Б. Авербаха, после разгрузки не возвращается
к своему первоначальному значению. Температура образца при адиабатическом
растяжении в упругой области должна снижаться по линейному закону, а при
упругом сжатии повышаться: AТ ~ сцТо/Сру, где Ср — теплоемкость; у —
плотность; а/ — коэффициент расширения; о — напряжение сжатия.
Однако при напряжениях в районе перехода через порог упругости этот
закон нарушается, так как необратимая деформация сопровождается выделением
тепла.
Появление пластической деформации при растяжении должно сопровож-
даться переходом от снижения температуры к ее повышению, что и обнаружи-
вается, как показано А. И. Куюном и В. Я. Башем, при использовании термо-
электрического метода с применением высокочувствительного микровольтметра
или осциллографа. Даже очень малое повышение температуры (<0,1 К) в резуль-
тате появления пластической деформации при нагружении особенно отчетливо,
как установлено Н. М. Рейновым и Л. П. Смирновым, выявляется на сверхпро-
водящих металлах при очень низких температурах (~1 К), так как при этом
они переходят в состояние нормальной проводимости.
Напряжение, отвечающее появлению этих очень малых по величине остаточ-
ных деформаций, также весьма невелико, и поэтому надежное изменение зависи-
мости О' = ср (s)^— задача весьма сложная. Область этих деформаций, как и
макродеформаций, описывается соответствующими диаграммами напряжение—
деформация. Однако построение таких диаграмм — очень сложная задача, так
как при этом надо с высокой точностью регистрировать малые напряжения (на-
грузки) и особенно очень незначительные остаточные деформации. Регистрация
напряжений (нагрузки) проводится обычно механическими, оптическими или
электромеханическими устройствами, а деформаций — миллимикропластической
и микропластической — по изменению плотности ямок травления и главным
образом специальными приборами (табл. 1).
Напряжение, отвечающее появлению надежно измеряемой остаточной де-
формации обычно порядка 10“6, можно называть пределом микротекучести, ко-
торый можно определять по нескольким независимым признакам и по появлению
указанной деформации, по ее нарастанию при каждом новом нагружении (до
порога упругости этого нарастания нет) и по первому появлению незамкнутой
петли упругого гистерезиса, т. е. с большей надежностью, чем условный предел
упругости, определяемый по стандартной методике.
Важное значение имеет вопрос о том, какой именно атомный механизм при-
водит к появлению первой необратимой пластической деформации. Появление
миллимикро- и микропластической деформации обнаруживается при очень малых
напряжениях \ которых уже достаточно, чтобы вызвать движение новых гене-
рируемых дислокаций, а не имеющихся в исходном состоянии. Механизм милли-
1 В чистой меди напряжение, отвечающее появлению первой пластической
деформации, равно Ю-г-10"? МПа [4].
10
i A dJI ИЦА 1. МЕТОДЫ ИЗМЕРЕНИЯ МИКРОДЕФОРМАЦИЙ td
Метод и прибор Чувствитель- ность Область измерения Обратимость
>лектромеханический и • ин пкомеханический экс- । газометры 1.ТГЧИК сопротивления 1 я костной датчик 1 пфференциальный дат- чик Ю"1—Ю"11 ==£!()-« Ю-6—10-8 Ю-5—10-6 В 0-2% Н В. ш Плохая Удовлетворитель- ная Отличная »
Примечание. I. В — варьируемая; Н — неограниченная; В. Ш — весьма
। и 1>(>кая.
2. Линейность емкостного датчика — ограниченная, дифференциального — очень
оршпая.
микро- или микропластической деформации следует рассматривать на основе
।иii.iMiiки дислокаций.
( о гласно данным работы [5], скорость пластической деформации ёпласТ
и» швиспмо от того, соответствут ли она области микро- или макродеформации,
определяется динамическим поведением дислокаций и выражается уравнением
)/( Жхн^ласт (т/аэф)т’ где ь ~ вектоР Бюргерса; а — параметр, характери-
Hittiiijiii размножение дислокаций; F — показатель размножения дислокаций;
<>н < впдгтельствует о нелинейном росте пластической деформации; еПласт — пла-
. швеская деформация; m — показатель скорости движения дислокаций; т — при-
II. .iriuiov сдвиговое напряжение; аэф — эффективное напряжение, равное о' +
lb ила, ;т, где о' — напряжение, необходимое для поддержания скорости
.-к формации 1 см/с в неупрочненной решетке, Н — коэффициент деформацион-
но <> упрочнения. На основании этого уравнения и обычного соотношения для
t.и 1»< юления пластической деформации (епласт = 5///0 — о/£, где S — скорость
’1Н11/М1111я траверсы машины, t — время ее движения, /0 — первоначальная длина
<н>р.||па, о напряжение, Е — модуль упругости) получены общие, уравнения
ill p.K’iria мпкродеформации монокристаллов разных ориентацией и псевдо-
ih. |||кр11счаллов |5]. Расчеты, проведенные согласно этим уравнениям, пока-
। । in xopniiii-c совпадение с экспериментом и, наконец, то, что микро- и макро-
< ।.Hiii'ii'i'Kyio текучесть можно объяснить одним и тем же механизмом.
|| настоящее время прямым электронно-микроскопическим методом при ис-
и>> и. кшаппп высоковольтного микроскопа показано, что в процессе нагружения
t.opjiiia непосредственно в микроскопе скорость движения дислокаций с ростом
ii iiipn iM iiiiii возрастает [6, 7]. При этом первыми начинают двигаться краевые
in- loh.iniiii при напряжениях существенно ниже предела текучести. Винтовые
ни шкап.....ачппают двигаться и размножаться при напряжениях, близких
1 нр(челу 1еку'нчти. Таким образом, микропластическая деформация в первую
• > п р« и. свя i;iпа с движением краевых дислокаций, тогда как макропластическая —
тпжеппем винтовых дислокаций.
I'<• «ультаты исследования монокристаллов ванадия [8] и молибдена [9]
। и к показали, что в области микропластической деформации функционирует
ii-.i-.ii.ko дислокационных процессов. В работе [8] подтверждена тео-
1-н । о юм. чю краевые и певинтовые дислокации являются наиболее подвижными
н . . । н hi микропластической деформации при низких температурах (125—300 К).
Но пг|ц- развития деформации плотность подвижных дислокаций — краевых
и in пипювых сегментов -уменьшается и переход к макродеформации связан
• нт конном винтовых дислокаций. Вместе с тем данные работ [8 и 9] показы-
п ню. -но в области микропластической деформации подвижность краевых и не-
ы|нюц|.1.\ сегментов дислокаций в сильной степени зависит от взаимодействия
11
с присутствующими атомами внедрения растворенных компонентов (азот, кисло-
род), содержание которых в исследуемом металле составляло 4,86—16,49 X
К) 3 % (ат). Однако в области макропластической деформации скорость тече-
ния несомненно контролируется взаимодействием винтовых дислокаций с решет-
кой металла. Напряжения Пайерлса, противодействующие движению краевых
и невинтовых сегментов дислокаций, в 3— 1 000 раз меньше, чем для движения
винтовых дислокаций [10]. Это означает, что если решетка контролирует степень
деформации в чистом материале, то краевые и невинтовые дислокации оказы-
ваются более подвижными, чемжвинтовые.
Для теории микропластической деформации принципиально важным является
вопрос о том, начинается ли деформация с зарождения новых дислокаций или
со старта имеющихся [11, 12].
В так называемых бездефектных монокристаллах протекание микропласти-
ческой деформации связано с движением дислокаций, имеющихся в исходном
состоянии в результате их отрыва от атомов примесей, так как для зарождения
новых дислокаций требуются более высокие напряжения. Однако в реальных
монокристаллах и поликристаллах начало пластической деформации связано
с зарождением новых дислокаций, источниками которых являются внешние по-
верхности, границы зерен и субзерен, скопления примесей и т. п. Эксперимен-
тальные исследования Г. Томаса с применением метода просвечивающей электрон-
ной микроскопии однозначно доказывают, что на самой ранней стадии пластиче-
ской деформации (~1-10~4) наблюдается активация источников на границах
зерен, которые генерируют дислокации в пределах района этих границ. Работа
этих источников начинается при напряжениях, меньше необходимых для старта
или отрыва имеющихся дислокаций. Возможность генерации дислокаций на
границах зерен является результатом концентрации напряжений у их углов
в анизотропном кристалле [13]. Эта точка зрения не подтверждается экспери-
ментами Л. Г. Орлова, который считает, что у границ зерен и на других поверх-
ностях раздела нет сильных концентраторов напряжений, и утверждает, что
дислокации зарождаются на моноатомных поверхностных ступеньках и указан-
ный механизм функционирует в области микропластической деформации. Однако
последнее трудно доказать.
Кроме вопроса о зарождении дислокаций, важным в теории микропластич-
ности является сам переход от обратимой деформации к остаточной. Этому пере-
ходу соответствует генерация новых дислокаций и их взаимодействие с исходной
сеткой.
Вероятность начала любого из указанных процессов возрастает с ростом
общей подвижности дислокаций. В отличие от порога упругости предел микро-
текучести (упругости) зависит от степени предварительной деформации и в его
величину существенный вклад вносит преодоление пиков внутренних напряже-
ний. С ростом предварительной деформации уменьшается средняя свободная
длина дислокаций и поэтому возрастает напряжение, необходимое для генера-
ции дислокаций.
Предел микротекучести (упругости) некоторых металлов, в частности же-
леза, характеризуется более резкой зависимостью от температуры, чем порог
упругости. Так как предел микротекучести изменяется с температурой более
круто, чем модуль упругости, то это свидетельствует о том, что напряжение
активации источников дислокаций не лимитирует появления остаточной дефор-
мации.
Однако потери на микропластическую деформацию, как показано в опы-
тах на никеле высокой чистоты, зависят от температуры немонотонно. Сначала
величина потерь на микропластическую деформацию растет, а затем снижается
(рис. 4). Рост потерь авторы работы [3] объясняют перераспределением подвиж-
ных точек закрепления вдоль дислокаций, что и приводит к росту эффективной
длины дислокаций. Это соответственно уменьшает напряжения для генерации
новых дислокаций и увеличивает количество работающих источников. При даль-
нейшем повышении температуры величина потерь на микропластическую дефор-
мацию падает, что связано с уменьшением времени, необходимого для перерас-
пределения точечных дефектов, и уменьшением количества источников, способ-
ных генерировать дислокации.
12
Предел микрбтекуйести соответствует появлению уже достаточно Надежно
измеряемой остаточной деформации, являющейся, вероятно, результатом свя-
зывания генерируемых скользящих дислокаций с исходной сеткой. Для этого
необходимо, чтобы петля дислокаций вышла из своей плоскости скольжения
путем поперечного скольжения. В случае самых ранних стадий деформации ве-
роятность осуществления этого процесса в объеме зерна меньше, чем по границам.
11оследнее объясняется тем, что концентрация напряжений в приграничном слое
больше.
В отличие от порога упругости при
пределе упругости (микротекучести) €f0,0002
отмечаются заметные необратимые изменения
дислокационной структуры. По данным ра-
боты С. Иошика и Д. Макаяма, предел упру-
юсти (микротекучести) в случае сплавов
медь—алюминий различной концентрации
совпадает с напряжением, вызывающим раз-
множение дислокаций, что доказано экспе-
риментально методом выявления ямок травле-
ния. Это напряжение соответствует состоянию,
Рис. 1. Зависимость микропластических по-
'срь P11If от напряжения т и температуры
н и и коле электронно-лучевого переплава [3]
Рис. 5. Стадии микропластиче-
ской деформации бериллия. Ис-
пытания проводили при непре-
рывном нагружении (/) и в ус-
ловиях нагрузки и разгрузки
(2); ом — предел микротекуче-
сти
мн да дислокации перерезают «лес». Об изменениях субструктуры свидетельствуют
и ц.пшые работы В. Бонфилда, относящиеся, однако, к несколько более развитой
CI.UIIHI микропластической деформации от 2- 10"6 до (74-10)* 10"6 (стадия Л, на
риг. 5). На указанной стадии микропластической деформации плотность дисло-
k.niiiii заметно возрастает в среднем с (54-30)* 107 см"2 для хорошо отожженного
««»< юяпия до (54-150)* 108 см"2. Наибольшие скопления дислокационных сеток
п.1(1людались у границ зерен. На более поздней стадии микропластической дефор-
мации (В) модуль упрочнения заметно уменьшается и фиксируются несколько
иные изменения дислокационной структуры и в значительно большем числе
к рен, чем на начальной стадии. Плотность дислокаций на стадии В не изменяется,
н<> на дислокациях наблюдаются пороги и их петли удлиняются.
Количественная теория микропластичности разработана на основе стати-
। нркч-кого подхода, развитого, в частности, в известных работах В. Е. Панина,
В Ф. Дударева и Л. Д. Дикусара [14—18].
Согласно данным этих работ, можно выделить три стадии микропластиче-
• коп деформации, имеющие различный механизм, развитие которых зависит от
в'-.’..ы приложенного напряжения: 1) упругая деформация 0—о'. На этой
• и,/ши связь между напряжением и деформацией полностью описывается обоб-
13
ih.viiiii.im законом Гука; 2) упруго-пЛастичесКая деформация а'—<Д При напря-
жениях, превышающих о', начинается пластическая деформация в отдельных
зернах; 3) стадия формирования полосы Людерса.
В работах [14—18] проведен анализ этих стадий микродеформации путем
вычисления и анализа корреляционных функций компонент тензоров напряже-
ний. При этом поликристаллический агрегат рассмотрен как неоднородная упруго-
анизотропная среда, для которой модули упругости и компоненты тензоров
напряжений, а также деформаций изменяются при переходе от одного зерна
к другому и представляют собой случайные функции координат. При этом счи-
тается, что зерна по напряжениям распределены по нормальному, или равно-
мерному закону.
Вследствие различной ориентации зерен по отношению к внешней нагрузке,
в них возникает различное напряженное состояние.
Переход к пластической деформации начинается в отдельных зернах, когда
величина приведенного скалывающего напряжения достигает в них величины ткр,
которое в случае простого растяжения для благоприятно ориентированной
плоскости скольжения связано с растягивающим напряжением соотношением оКР=
= 2тКР. Напряжение, при котором начинается пластическая деформация (истин-
ный предел упругости), определяется из соотношения: о' + 3nS — 2ткР, где S —
квадратный корень из дисперсии напряжения; п ~ 1 для нормального закона
распределения зерен по напряжениям; п = г/2 для равномерного распределения;
ткР — величина, определяемая структурой сплава.
На основании результатов работы [38 ] S = а/А, где о — приложенное на-
пряжение; А == 0,145 К|А,6|/ (К + 4/3G) Е, где К — объемный модуль сжатия;
G — модуль сдвига; Е — модуль Юнга; Z6 = Сп — С12 — 2С44.
Истинный предел упругости выражается в виде о' = 2тКР/(1 + З^А).
Анализ этих уравнений показывает, что: 1) истинный предел упругости по-
ликристалла не зависит от размера зерна; 2) величина о' определяется видом
функции распределения зерен по напряжениям; 3) о' не равен пределу теку-
чести монокристалла; 4) о" определяется величиной ткР, т. е. существенно за-
висит от структуры сплава.
Характер вовлечения зерен в пластическую деформацию на первой стадии
микроскопической деформации полностью описывается функцией, полученной
в работе [15]. Приведенный предел текучести зерна в направлении оси растя-
жения выражается в виде
п. = .___________<W—______________
l+E-i(l +v)(l- А) АП11 ’
где ДШ1—компонента случайного тензора модулей упругости; v— коэффи-
циент Пуассона; А — (Сп — С12) (За + 8₽/15(3 (а + 2|3).
При этом а = Сц — 1/5| Aq (; (3 == Ец — /5I Ag [, Zg:=: — С42 — 2С44.
На второй стадии микропластической деформации, которая начинается с на-
пряжения, равного о', происходит передача деформации от зерна к зерну путем
пластического сдвига.
Получено выражение для макроскопического предела упругости поликри-
сталлического материала [15]: о" = (о1КР/1 + ЗА) + [(Зсг1КР/2 (1 + ЗА)2 X
X (r0/dp], где о1КР = тттКР тт — ориентационный множитель Тейлора; г0 —
ширина границы зерна (т. е. расстояние между ближайшими точками взаимо-
действия, принадлежащими разным зернам); d — средний диаметр зерна.
Видно, что макроскопический предел упругости уменьшается с увеличением
размера зерна и достигает величины о' при бесконечно большом зерне.
На начало пластической деформации у границ зерен влияют не только проч-
ностные свойства зерен, но и перенапряжения со стороны соседних пластически
деформированных зерен [15]. Приведенный предел текучести зерна В в направ-
лении оси растяжения с учетом действия зерна А представляется в виде: О/ =
= о1кр/1 4- где C = (l-v) (1 - Я) [1 - <р (r0)]; D= (1 +
+ v) (1 — Я) ср (г0).
14
Из этого выражения следует, что предел текучести зерна В зависит не только
от его ориентации, но и от разориентации его относительно соседнего зерна А,
причем влияние соседних зерен может привести как к увеличению, так и к умень-
шению напряжений в зерне В. Напряжения увеличиваются, если в зерне А уже
прошла пластическая деформация (А^п> Д^ц), так как вначале начинают
деформироваться благоприятно ориентированные зерна (с большими Дни).
На основании предложенной теории1 авторы работы [15] рассчитали диа-
грамму растяжения поликристаллов при Е = 1,2-105 МПа и в области до 8 =
- 20* 10"4, охватывающей первую и вторую стадии микродеформации. Разрабо-
танный авторами метод позволил также рассчитать температурную зависимость
(до 300 К) предела упругости и коэффициента упрочнения на стадии микроде-
формации твердых растворов замещения с г. ц. к. решеткой [17, 19] в интервале
деформаций до 10’1 2 *.
Общий характер кривой деформации в области микропластичности обычно
является двух стадийным и не описывается общей параболической зависимостью,
предложенной в работе П. Лукаса и М. Клеснила: а = С + Вгде С и В —
постоянные.
Согласно Дж. Ману, М. Хольцману и Б. Флаху, зависимость величины
микропластической деформации 8иласт от напряжения для рекристаллизован-
ной поликристаллической меди (99,9 % Си) может быть описана уравнением 2
о = (Уо 4" ^8пласт’
Величина сг0 зависит от субструктуры (плотности дислокаций); k — от ве-
личины зерна; п — постоянная, не зависящая от субструктуры и величины зерна.
Изменения 8пласт в зависимости от о в области микродеформации определяют
функцией распределения пластически деформированных зерен. С изменением
субструктуры это распределение смещается. В случае никеля, ниобия и поли-
кристаллического бериллия развитие микропластической деформации характе-
ризуется двумя или тремя стадиями, при этом величина п уменьшается при
переходе от начальной к последующим стадиям. В частности, на поликристалли-
чсском и монокристаллическом бериллии четко выявляется двухстадийное раз-
витие микропластической деформации.
Ранние стадии микропластической деформации четко выявляются методом
ямок травления на кремнистом железе. Они соответствуют началу появления
полос скольжения в районе границ зерен, где впервые и начинают функциони-
ровать источники дислокаций. Тот же эффект наблюдали и на поликристалличе-
ском ванадии. Напряжение, отвечающее появлению полос скольжения у границ
зерен, по данным П. Вортингтона, лишь в очень малой степени зависит от ве-
личины зерна, так как скольжение зарождается внутри зерен. Наиболее отчет-
ливо влияние величины зерна выявлено в работе [20], объектом которой был
поликристаллический ванадий с диаметром зерен (после рекристаллизационного
отжига) от 13 до 185 мкм. Показано (рис. 6), что экстраполированное значение
напряжения, соответствующее нулевой пластической деформации, не зависит
от величины зерна (тогда как общая зависимость напряжения от величины зерна d
соответствует а « d”1, а от деформации о— епласт)’ Данным Дж- Суита и
Б. Чалмерса, на напряжение, отвечающее возникновению микропластической
деформации 1-Ю"6, размер зерна в сплавах железо—кремний все же оказывает
влияние, хотя и весьма слабое. Однако при напряжениях ниже предела теку-
чести величина микропластической деформации (от ЬЮ"е до 10’4) заметно за-
висит от величины зерна. Для макроскопического предела текучести или напря-
жения, соответствующего началу продвижения полос скольжения от зерна
к зерну, как известно, характерна резкая зависимость от величины зерна.
1 В работе [16] авторы учли влияние локализации скольжения и релак-
сации напряжений в пластически деформированных зернах.
2 Это же уравнение справедливо и для области макродеформации, но ве-
личины k и п, конечно, имеют другие числовые значения; о0 — в этом случае со-
ответствует напряжению, при котором завершилась стадия микродеформации.
15
Iсорпя Брауна и Люкенса о зависимости микропластической деформации
’’ii.inir.'r от напряжения о и величины зерна d не согласуется с эксперименталь-
ными данными [45], поскольку она не учитывает влияния субструктуры, т е
реального распределения дислокаций в зернах и, главное, неоднородности раз-
вития микродеформации в поликристаллах, о которой свидетельствует различное
изменение дислокационной структуры в разных зернах. Микронеоднородное раз-
витие микропластической деформации изучали А. В. Гурьев, П. О. Пашков
и др. Экспериментально установлено, что деформации являются неоднородными
не только при переходе от зерна к зерну, но и внутри отдельных зерен в усло-
виях статического нагружения при разных температурах — от отрицательных
до повышенных, а также при ползучести [21] и усталости [22].
Рис. 6. Зависимость напряжение—микропластическая
деформация ванадия с разной величиной зерна [20]
равной 0,013 (/), 0,017 (2), 0,023 (<?), 0,032 (4), 0,072 (5)
0,120 (6), 0,185 мкм (7) 7
Особый интерес представляют вопросы, связанные с механизмом протекания
микропластической деформации в сплавах, содержащих частицы второй фазы,
и особенно с влиянием размера и формы частиц, их пространственного располо-
жения, степени когерентности решеток фазы и матрицы.
Достаточно подробное исследование закономерностей протекания микро-
пластической деформации в дисперсионно-твердеющем сплаве Си + 1,9 % (по
массе) Be проведено Бонфилдом [23, 24]. В этих работах определяли напряжение
трения, напряжение микротекучести (напряжение, необходимое для достижения
пластической деформации 2-10-6) и напряжение «грубой микропластичности».
Результаты расчета величины рассеянной энергии за цикл, сделанного по
серии замкнутых петель гистерезиса при напряжениях, меньших предела микро-
текучести, показаны на рис. 7 [23]. Приведенные кривые W— 8 имеют четко
выраженный линейный участок, наблюдаемый при малы-х деформациях, который
при увеличении деформации переходит в участок сильного роста величины рас-
сеянной энергии.
Отклонение зависимости IF—8 от линейной связывают со вторым напряже-
нием трения, обусловленным близкодействующими напряжениями или динами-
ческими потерями энергии на рассеивающий процесс. В работах [23, 24] пока-
зано, что напряжение трения 07, полученное экстраполяцией кривой W—8
в начало координат, приблизительно одинаково для закаленного, холодно-
деформированного (50%) и всех исследованных состаренных состояний сплава
Си—-Be и составляет 2,8 ± 0,8 МПа. Отсутствие большого влияния изменения
морфологии выделений на напряжение трения показывает, что в каждом из иссле-
16
дованных состаренных состояний отдельные дислокации могут обратимо передви-
гаться, не пересекая частиц выделении. Следовательно, в сплаве Си Be напря-
жение трения определяется в основном силой сопротивления решетки движению
дислокаций. Напряжение микротекучести может быть связано с напряжением,
требующимся для преодоления максимальной амплитуды поля внутренних на-
пряжений. Высокое значение напряжения микротекучести, равное 48—52 МПа,
отмечается в тех случаях, когда сплав находится в структурном состоянии, обес-
печивающем максимальную плотность зон Г.П. и частично когерентных выде-
лений у'-фазы. В отдельных случаях достигается более низкое значение напря-
жения микротекучести (20—24 МПа) [23].
Интересно отметить, что отсутствует
корреляция между изменением макро-
скопических свойств, таких как твердость,
напряжение грубой микротекучести, и из-
менением напряжения микротекучести.
Так, после старения закаленного сплава
при температуре 170 °C, 2 ч напряжение
микротекучести достигает точки макси-
мального значения, в то время как твер-
дость имеет чрезвычайно низкое значение
(HV115). Это свидетельствует о том, что
напряжение микротекучести обусловлено
необратимым движением дислокаций в ог-
раниченном числе участков сплава [24].
Увеличение продолжительности или
температуры старения приводит к нару-
шению когерентности и укрупнению час-
тиц второй фазы, что в итоге снижает
предел микротекучести. Так, после ста-
рения бериллиевой бронзы при 315 °C,
100 ч, когда в структуре кроме у'-фазы
уже присутствует 7-фаза, предел микро-
текучести составляет всего лишь 24 МПа,
тогда как твердость достигает практиче-
ски максимального значения (HV 390).
Соответственно и длина свободного про-
бега дислокаций, судя по данным измере-
ния предела текучести и электронно-ми-
кроскопических исследований, по мере
Максимальная амплитуда
деформации е-Ю6,мм/мм
Рис. 7. Зависимость необратимо рас-
сеиваемой энергии от максимальной
амплитуды деформации для бериллие-
вой бронзы [23 J:
1 — закалка на твердый раствор; 2 —
закалка и холодная прокатка; 3 —
закалка, холодная прокатка и повтор-
увеличения продолжительности старения ное испытание
при 325 °C возрастает от 33 нм (старение
2 ч) до 46—53 нм (старение 100 ч), а при
температуре 425 °C — до 62—66 нм. На основе этих результатов считают,
что доминирующий механизм движения дислокаций после старения в указанных
условиях соответствует модели Орована. Согласно этой модели, частицы избыточ-
ной фазы жесткие, недеформируемые, и тогда условия продвижения дислокаций
через ряды частиц с образованием вокруг них дислокационных колец определяются
но формуле ts = T1lb'rkl2, где ts — напряжение течения; 7\ — линейное натя-
жение дислокаций; X — среднее расстояние между частицами. Напряжение,
соответствующее прорыву дислокаций через ряды частиц, ts = т0 + 2Т1/Ьк,
или ts = т0 + 2а66/Х, где а — коэффициент, равный 0,5; G — модуль упругости
при условии, что радиус частиц г меньше среднего расстояния между ними.
Для данной объемной концентрации Р частиц_ избыточной фазы л =
г j/4/ЗП/р, или окончательно ts = т0 + 0,666,7 у^р.
Однако в чистом виде механизм огибания справедлив только для неразру-
шающихся частиц, причем достаточно больших размеров. Однако из-за есте-
ственного рассеяния размеров частиц в действительности течение наступает при
одновременном действии механизма перерезания для самых малых и когерент-
ных частиц и механизма огибания для крупных и некогерентных частиц [25].
Рис. 8. Стадии микропластической дефор-
мации в бериллиевой бронзе [23]:
1 — после закалки; 2 — после закалки
и холодной прокатки; 3 — старение при
315 °C, 2 ч; 4 — старение при 315 °C, 24 ч;
5 — старение при 315 °C, 100 ч; 6 —
рение при 425 °C, 24 ч
Эти виды взаимодействия дислокаций с частицами выделившейся фазы и полями
напряжений вокруг них имеют важное значение для оценки величины сопротив-
ления микропластической деформации и гистерезиса. Так, при исследовании
пружинного аустенитного сплава 36НХТЮ показано [26], что при низких напря-
жениях (e/Е = 0,0005-4-0,001) гистерезис его и сплава того же состава, что и
матричная его фаза, практически одинаков. Это свидетельствует о том, что ми-
кропластические деформации и гистерезис в указанных условиях нагружения
определяются напряжением трения решетки. С повышением действующих напря-
жений гистерезис возрастает примерно
в той же степени, в какой растет и со-
противление микропластическим де-
формациям, и тем самым все больше
влияет структурное состояние спла-
вов—взаимодействие дислокаций с ча-
стицами выделения и поля напряже-
ний вокруг них (при деформациях
>10“3 %). Минимальный гистерезис
(0,24 %) и максимальное сопротивле-
ние микропластическим деформациям
соответствуют выделению максималь-
ного числа частиц у'-фазы изоморфной
матрице размером 15—20 нм, коге-
рентносвязанных с матрицей. То же
справедливо и для других аналогичных
сплавов 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8. Ч
Однако, как также показано в
работе [26], в сплавах, в которых при
старении выделяется фаза, некогерент-
ная матрице, например в сплаве типа
Н35Х12Т, несмотря на рост предела
упругости величина гистерезиса также
возрастает (0,85 %) по сравнению с за-
каленным состоянием. По-видимому,
пересыщенный твердый раствор за
счет более высокой концентрации ле-
гирующих элементов оказывает боль-
шее сопротивление дислокациям, чем
частицы второй фазы, вокруг которых
имеются поля напряжений. Возмож-
ность уменьшения сопротивления ми-
кропластическим деформациям за счет
обеднения твердого раствора берил-
лием в сплаве медь—бериллий по-
казана в работе [23]. Таким обра-
близких к порогу упругости о0, процесс
контролируется напряжением трения ре-
ста-
ЗОМ, при низких напряжениях,
микропластической деформации
шетки. Вклад упрочняющей фазы невелик, так как движение дислокаций про-
исходит в областях, свободных от выделений х. Эта стадия соответствует линей-
ному участку на кривой W — 8 (см. рис. 7) и первой стадии (Л), соответствующей
легкому скольжению (рис. 8). Стадия В связана с перемещением сегментов дис-
локаций меньшей длины, для выгибания которых требуется большее напряже-
ние. На стадии В дислокации при своем движении встречают большое сопротив-
ление со стороны частиц выделений и полей напряжений вокруг них. Эта стадия
характеризуется наибольшим коэффициентом упрочнения. Обе стадии (Л и В)
контролируются процессами исчерпывания дислокаций, что подтверждается
1 Как показано в работе [27], при напряжениях, близких к порогу упру-
гости, сопротивление движению дислокаций в бериллиевой бронзе выше, чем
после старения, так как в последнем случае по границам зерна имеются участки
без выделений, обедненные бериллием,
JS
результатами наблюдения Микропластической деформации пдсле предварительной
деформации, когда устраняется стадия легкого скольжения и увеличивается
степень деформационного упрочнения на стадии В.
Стадия С соответствует макроскопической области деформации, когда дей-
ствующее напряжение обеспечивает возможность движения дислокаций через
пли между частицами выделений (стадия грубой микротекучести).
Описанные изменения в развитии микропластической деформации связаны
с различными взаимодействиями дислокаций с частицами избыточной фазы.
При малых напряжениях, близких к порогу упругости, структурное состояние
сплава — количество и дисперсность частиц, практически не влияет на сопротив-
ление микропластическим деформациям и оно практически полностью опреде-
ляется напряжением трения решетки. В следующем интервале напряжений со-
противление микропластическим деформациям определяется структурой сплава—
количеством и дисперсностью частиц избыточной фазы, когерентных матрице,
вокруг которых существуют поля напряжений. Достижение максимального
сопротивления малым пластическим деформациям отвечает высокой дисперсности
частиц, когда области, свободные от выделений, очень малы, а упругие поля
вокруг частиц практически перекрываются. В итоге длина свободного пробега
дислокаций резко уменьшается. Однако подобная структура не может оказывать
сопротивления развитию больших деформаций, так как при этом мелкие когерент-
ные частицы могут перерезаться дислокациями.
Таким образом, для достижения высоких значений сопротивления микро-
пластическим и малым пластическим деформациям необходимо сочетать высокую
дисперсность, большие поля упругих напряжений вокруг них со значительной
прочностью самих частиц. Это обычно соответствует переходу от перерезания
частиц дислокациями к огибанию этих частиц [28].
Кроме высокой дисперсности частиц, что можно достичь методами термиче-
ской и термомеханической обработки, значительное влияние на сопротивление
малым пластическим деформациям может оказать и такой параметр, как преиму-
щественная ориентированность распределения частиц или правильность их про-
странственного распределения. Она может быть достигнута в процессе старения
под нагрузкой [29—31 ]. В этом случае за счет взаимодействия поля напряжений
от приложенной нагрузки с полем напряжений, возникающих вокруг частиц,
в определенных направлениях уменьшается несоответствие между решетками
матрицы и частицами. В этом случае образуются преимущественно частицы тех
ориентировок, плоскость габитуса которых параллельна или почти параллельна
оси приложения нагрузки.
Соответственно возрастает количество частиц, составляющих малые углы
с плоскостями и направлениями скольжения. В итоге дислокация в своем движении
встречает больший размер частиц, а это затрудняет ее перерезание. Кроме того,
из-за более протяженной полукогерентной границы частицы с матрицей, значи-
1сльно возрастает и сопротивление огибанию частицы. Все это объясняет боль-
шие значения сопротивления малым пластическим деформациям и релаксацион-
ную стойкость сплава с ориентированными частицами. Рост релаксационной
стойкости сплава связан также с тем, что при нагружении система с ориентиро-
ванными частицами имеет и меньшую упругую энергию, а отсюда и увеличивается
устойчивость подобного сплава, так как при этом возрастает и стабильность си-
стем дислокаций.
Определенное влияние на указанные свойства может оказывать и из-
менение морфологии выделяющихся частиц под действием приложенной на-
|рузки [30].
Можно, наконец, по типу патентированной стали создать ориентированное
расположение частиц интерметаллидных фаз пластинчатой морфологии, выделя-
ющихся при старении, под воздействием пластической деформации.
На основании приведенных данных следует заключить, что микропластиче-
ская деформация поликристаллических металлов представляет собой специфи-
ческий процесс, отличающийся от макродеформации резкой неоднородностью
своего развития в отдельных зернах. Зависимость деформации от напряжения
в микропластической области связана с увеличением интенсивности активации
источников скольжения в отдельных зернах и отличается от наблюдавшейся
19
Рис. 9. Образование петли гистерезиса
за счет появления и снятия неупругой
сдвиговой деформации
п области макродсформации, протекающей практически ПО всех Зёрнах, знаки-
тслыю большей степенью деформационного упрочнения.
Неупругие эффекты в металлах. Развитие различных неупругих эффектов
(внутреннее трение, гистерезис, прямое и обратное упругое последействие, релак-
сация напряжений), а также явлений усталости, проявляющихся в области мак-
роскопически упругой деформации и характеризующих качество пружинных
сплавов, определяется уровнем развития процессов пластической деформации —
как обратимой (неупругой), так и необратимой остаточной. Это положение было
впервые выдвинуто Н. Н. Давиденковым, указавшим, в частности, на то, что
внутреннее трение при повышенных напряжениях обусловлено микропласти-
ческой деформацией. Таким образом, для уменьшения неупругих эффектов и
повышения усталостной прочности сле-
дует создать препятствия микропластиче-
ской деформации, т. е. обратимому и
необратимому движению дислокаций,
эффективность которых и характеризуется
величиной порога упругости или предела
упругости (микротекучести).
Неупругие эффекты отчетливо прояв-
ляются в неоднозначной связи напря-
жений с деформацией, что характеризует
петля упругого гистерезиса. Эта неод-
нозначность — главный фактор, ограни-
чивающий класс точности и надежности
машин и приборов. Сказанное относится
не только к собственно силоизмеритель-
ным приборам (где работают динамомет-
рические скобы, вибрационно-частотные
датчики, пружины, манометрические мем-
браны, сильфоны, трубки Бурдона), но
и к электроизмерительным приборам,
в которых противодействующий момент
создают упругие элементы (моментные
волоски, шлейфы, подвески, растяжки,
нити гальванометра и т. п.).
Расчеты и экспериментальные иссле-
дования показывают, что многие упру-
гие элементы работают при высоких на-
пряжениях — одного порядка с условным пределом упругости (микротеку-
чести). Поэтому, хотя эффекты зинеровской неупругости, проявляющиеся
при весьма низких напряжениях, действуют и в области высоких напря-
жений, они перекрываются много большими эффектами, связанными с дви-
жением дислокаций \
Степень развития неупругой деформации можно выявить, используя раз-
ницу в коэффициентах Пуассона для чисто упругой деформации, включающей
неупругую деформацию. Известно, что для истинно упругой деформации поли-
кристалла коэффициент Пуассона равен 0,25, а для области пластической дефор-
мации значение коэффициента поперечной деформации, исходя из условий по-
стоянства объема, должно быть равно 0,5.
По данным работы П. Теокариса, в области упругой деформации и до пре-
дела упругости коэффициент поперечной деформации алюминия, измеренный
с помощью метода муаровых сеток, практически не изменяется и только по до-
стижении напряжений, соответствующих пределу упругости, он начинает сильно
возрастать, асимптотически приближаясь к 0,5. Сильный рост коэффициента
поперечной деформации, также стремящегося к 0,5, по достижении начала пла-
стического течения отмечен В. Кестером и И. Шербом в платине, серебре, золоте.
1 В сплавах с большой коэрцитивной силой и, в частности, в стали с 12 %
Сг или никелькобальтовых сплавах наблюдается большое и зависящее от напря-
жения внутреннее трение магнитострикционного происхождения.
20
Эти экспериментальные данные находятся в соответствии с теорией А. Падай
|32] о поведении твердых тел в переходной области деформации — от упругой
к упруго-пластической.
В то же время весьма надежные экспериментальные данные А. В. Гурьева
свидетельствуют о том, что с ростом напряжений, когда еще не фиксируется
заметная остаточная деформация, коэффициент Пуассона возрастает именно за
счет неупругой деформации.
Согласно А. В. Гурьеву, при нагружении величина неупругой деформации
изменяется по параболическому закону:
8=27<о2/£, (1)
где — так называемый коэффициент микропластичности, введенный
А. В. Гурьевым. В начале разгрузки неупругая деформация 8 практически
не изменяется. Далее темп снятия 8 нарастает. Она снимается полностью, когда
<i-^0 (рис. 9).
При разгрузке, как и при нагружении [2], изменение неупругой деформа-
ции характеризуется зеркально-симметричной параболой:
e = 2K.£-i[^ax-(amax-a)4. (2)
Прямые измерения отношения ширины петли упругого гистерезиса в усло-
виях поперечной деформации к ширине ее в условиях продольной деформации
показали, что его величина постоянна и равна 0,5 [32]. Это означает, что, дей-
ствительно, та часть деформации, которая создает гистерезис, по своему меха-
низму пластическая. Ниже порога упругости она является неупругой (необра-
тимой), а выше — остаточной.
Величина относительного гистерезиса (у = Г/8щах, где Г — наибольшая
ширина петли) или относительной вариации (Ь = В/втах, где В —наибольшая
разность напряжений при прямом и обратном ходе одной величины) прямо свя-
шпа с удельным рассеянием энергиих.
Для петли, образованной двумя симметричными отрезками парабол, из
уравнений (1) и (2) легко найти площадь петли, определяющую потерю энергии
ш счет неупругой деформации: U = 27<о31ах/3£’.
Тогда удельное рассеяние
- 3^—г
При этом гистерезис определится так:
энергии составит
2^°*тах / °тах ____ 4
2Т“ “ Т тах-
(3)
(4)
Коэффициент микропластичности А. В. Гурьева К служит коэффициентом
пропорциональности между относительным гистерезисом и напряжением. Ли-
нейную зависимость ф (о) действительно наблюдал ряд авторов для невысоких
напряжений.
При повышенных напряжениях часто наблюдается более или менее резкий
подъем кривой ф (о), характеризующей амплитудную зависимость внутреннего
। рения. Сам метод определения амплитудной зависимости внутреннего трения,
позволяющий оценивать степень блокировки дислокаций и число гистерезистно
двигающихся дислокаций, бесспорно имеет важное значение для развития тео-
рии упрочнения сплавов.
По исследованиям [33], с использованием прецизионных измерений ампли-
тудной зависимости внутреннего трения (а. з. в. т.) первой стадии микроде-
формации (рис. 10, 11) соответствует линейная стадия а. з. в. т., причем вели-
чина первой критической амплитуды очень мала. Первой стадии соответствует
лишь незначительное смещение дислокаций, стенок магнитных доменов и других
дефектов от их равновесных (исходных) положений. При этом указанное смеще-
1 Учитывая, что удельное рассеяние энергии связано с логарифмическим
цекрементом затухания 6, характеризующим величину внутреннего трения
i| - 26, получаем у — 3/26.
21
мне линейно зависит от напряжения. Вторая критическая амплитуда, йзмерёййай
на ряде материалов, отвечает стадии размножения дислокаций и, по данным
[33], находится в хорошем соответствии с условным пределом упругости о0 002 I
и поэтому может рассматриваться как важный критерий оценки свойств пру- j
жинных сплавов. Превышение значений второй критической амплитуды приводит '
к резкому увеличению неупру- ]
гой и в том числе пластической =
деформации.
Р. И. Гарбер и Н. Н. Мо- >
гильникова считают, что по ам- i
плитудной зависимости внутрен- 1
него трения можно установить
положение порога или истин-
ного предела упругости. Они
указывают, что для этого необ-
ходимо дополнительное наложе-
ние монотонно и быстро нара-
стающего напряжения при уп-
ругих свободно затухающих ко-
лебаниях.
Рост декремента затухания
наблюдается при возрастающих
затратах энергии на работу пла-
стической деформации в микро-
объемах. За предел упругости
реального твердого тела авторы
предлагают принимать такую ве-
личину интенсивности касатель-
ных напряжений, при которой
Рис. 10. Зависимость остаточной деформа-
ции Тпчаст (Л 3) от напряжения т и полу-
ширины петли гистерезиса уг (2) от ампли-
туды напряжения та сплава ЛАНКМц (/,
2) и стали ЗОХГСА (3) [33 ]
Рис. 11. Амплитудная зависи-
мость внутреннего трения ла-
туни Л62 (/), стали ЗОХГСА (2),
сплава ЛАНКМц (3), сплава
36НХТЮ (4) [33]
нарастает составляющая декремента за счет пластической деформации. Кроме ве-
личины пределов упругости, гистерезиса и внутреннего трения, важное значение
для оценки пружинных сплавов имеет интенсивность релаксационных процессов.
Релаксационные процессы — релаксация напряжений, прямое и обратное
упругое последействие — осуществляются в результате элементарных актов
пластической деформации, задержанных во времени. Следовательно, в отличие
от гистерезиса эти неупругие эффекты существенно зависят от продолжитель-
ности нагружения. Первоначально созданная деформация может нарастать, если
в некоторый момент в каком-то объеме, обычно там, где действуют локальные
пиковые напряжения, например, где находятся скопления дислокаций, возникают
условия для дальнейшей деформации. При отсутствии изменений внешних усло-
22
вий и нарушения механического состояния в результате самопроизвольных вну
гренних превращений развитие деформации возможно лишь вследствие перерас-
пределения внутренней энергии между микрообъемами сплава за счет тепловых
флуктуаций. Известно множество релаксационных процессов такого рода, однако
большинство из них дает весьма малые неупругие деформации. Большие неупру-
гие деформации, зависящие от напряжения, создаются движением дислокаций.
При малых напряжениях и низких температурах не может произойти тепло-
вая активация источников дислокаций. Эти малые напряжения в момент их при-
ложения могут лишь вызвать изгиб линии дислокаций или в крайнем случае со-
рвать дислокации с мест их закрепления (спонтанная деформация). Последующее
нарастание неупругой деформации, происходящее во времени, является резуль-
татом перемещения заторможенных дислокаций под действием тепловой актива-
ции к положениям с меньшей энергией, т. е. по существу микротекучестью.
Действительно, заторможенная одиночная дислокация может получить
энергию для преодоления препятствий без прироста действующих напряжений
только за счет тепловых флуктуаций. Однако такая деформация не обязательно
будет полностью необратимой после снятия нагрузки. Если после разгрузки оста-
лись внутренние напряжения, то возможна и самопроизвольная обратная дефор-
мация во времени. При этом предполагается, что число подвижных дислокаций
в процессе релаксации не изменяется. При повышенных напряжениях возможно
пересечение дислокаций и их поперечное скольжение. Согласно данным работы
134], уменьшение величины касательных напряжений в процессе релаксации
при постоянной плотности дислокаций равно: т0 — тт = г 1л (т + |3), где р —
константа; г = (S/A//o) kT. В этом выражении S — напряжение течения, рав-
ное ДЯ07/>2// при Т, К', Но — энергия образования точечных дефектов; b2li -—
активационный объем; b — вектор Бюргерса; k — постоянная Больцмана;
/, — расстояние между порогами.
При протекании релаксационных процессов в металле, особенно при повы-
шении температуры, могут происходить структурные изменения, ведущие к за-
медлению нарастания неупругой деформации. Таким процессом может быть
блокирование перемещающихся дислокаций примесями. Тогда после разгрузки
шелокации окажутся в ином положении, чем до нагрузки, и появится остаточ-
ная деформация1. Возможна также и другая причина иного положения дисло-
каций после разгрузки. В самом деле, при выгибании линии дислокаций под дей-
ствием приложенных напряжений изменяется характер отдельных ее участков
н. например, винтовая дислокация приобретает характер почти краевой в уча-
стках, близких к узлам дислокационной сетки, что оказывает существенное влия-
ние на энергию связи с атомами примесей, а следовательно, и на силу отрыва,
которая, таким образом, может отличаться от наблюдавшейся в металле до на-
гружения.
Процесс релаксации напряжений представляет собой по существу ползу-
честь в области малых остаточных деформаций и под снижающейся нагрузкой,
что можно видеть по математической эквивалентности законов, определяющих
их кинетику. Для этих двух процессов, как было доказано И. А. Одингом, харак-
терен общий механизм деформации.
Основные факторы, определяющие скорость релаксации,—движение и
генерация дислокаций. Важно рассмотреть изменение поведения дислокаций
в процессе релаксации напряжений при различном их исходном значении. При
напряжениях ниже предела упругости, как установлено С. Н. Комником и
В. 3. Бегнусом, релаксация в условиях многократного повторного нагружения
быстро затухает практически до нуля. Это может происходить за счет исчерпыва-
ния легкоподвижных дислокаций, которые останавливаются у препятствий, либо
блокируются в результате структурных изменений (возникновение сегрегаций,
выделение, течение фазовых превращений и т. п.), либо связываются с имеющимися
сетками дислокации, или, наконец, выходят на поверхность кристаллов. Как
1 Если основной причиной возникновения остаточной деформации является
блокировка дислокаций, то она может быть устранена приложением обратного
по знаку напряжения в течение очень короткого времени. Это приведет к срыву
щелокаций с блокирующих их атомов.
23
iioK.TUiiio C. II. Комппком п В. 3. Бегнусом методом ямок травления, новых
/|||(’лок.'|11пп в 'лом случае не возникает.
При напряжениях выше предела упругости и до предела текучести величина
релаксации напряжений при многократном повторном нагружении постепенно
уменьшается, но не до нулевого значения. Поскольку в данном случае количество
движущихся дислокаций не снижается, это может происходить только вследствие
появления новых дислокаций в результате процесса генерации. На этой стадии
релаксации в кристалле, по данным тех же авторов, фиксируются ряды дислока-
ций, не вышедших на поверхность.
На стадии легкого скольжения, т. е. при напряжениях выше предела теку-
чести, релаксация при многократном повторном нагружении слабо затухает при
увеличении числа циклов, что связано с действием источников дислокаций.
В указанной области напряжений скорость релаксации, как указывают Р. И. Гар-
бер и Н. Н. Могильникова, может скачкообразно изменяться. Задержка релак-
сации связана с флуктуационным характером процесса генерации дислокаций,
а не процессом прорыва дислокаций через задержавшее их препятствие. При еще
более высоком уровне напряжений, соответствующем стадии упрочнения, релак-
сация при многократном повторном нагружении постепенно уменьшается. По-
скольку при этом плотность дислокаций достаточно велика, они смещаются на
небольшие расстояния. Однако действие многочисленных источников приводит
в конечном счете к значительной остаточной деформации. О том, что процесс ре-
лаксации связан с развитием микропластической деформации, свидетельствуют
данные рентгеноструктурного анализа.
Б. М. Ровинеким и В. Г. Лютцау установлено, что в меди и алюминии в ходе
релаксации при 20 °C (до 500 ч при начальной деформации 80бщ = 0,1 %) про-
исходят дробление и разворот блоков, т. е. те же процессы, что и при малых
пластических деформациях. Показано также, что деформации после снятия на-
грузки соответствуют ц = 0,50, как и должно быть для пластической деформа-
ции. Коэффициент Р'общ, измеряемый (под нагрузкой) в процессе релаксации,
нарастает по затухающей кривой. Если Добщ экстраполировать на т = 0, то для
начального момента ~ 0,25, как при абсолютной упругости. Интересно, что
при снятии нагрузки при релаксации алюминия в течение 500—1000 ч (при
Бобщ “ 0,02—0,21 %) деформация разгрузки имеет также р, = 0,25±0,02.
Таким образом, разгрузка сопровождается очень незначительным неупругим
эффектом: большинство обратимых смещений дислокаций в процессе релаксации
становятся необратимыми.
Из сказанного следует, что структурные превращения, происходящие в про-
цессе релаксации напряжений, — выход легкоподвижных дислокаций на по-
верхность, возникновение новых более устойчивых конфигураций дислокаций,
образование различных сегрегаций, выделение избыточных фаз и т. п. — при-
водят к получению более стабильного состояния и более высокого упрочнения.
Поэтому и наблюдается постепенное затухание нарастания остаточной деформа-
ции. Именно в этом и заключается ценность многих специальных технологических
процессов (заневоливание, тренировка и т. д.), широко используемых для ста-
билизации характеристик упругих элементов.
Релаксационная стойкость сплавов возрастает с ростом степени закрепления
дислокаций, с повышением однородности и стабильности структуры и субструк-
туры. В то же время высокое сопротивление малым пластическим деформациям
обычно достигается в сплавах при нестабильном их состоянии. Поэтому для'упру-
гих элементов экспериментально устанавливают оптимальную степень нестабиль-
ного структурного состояния сплавов.
Неупругая деформация релаксационных процессов и гистерезиса имеет общий
дислокационный механизм. При изучении упругого гистерезиса монокристаллов
алюминия И. Томсоном, К. Гуганом и Дж. Ридером установлено, что если пре-
рвать циклическую деформацию при некотором напряжении и дать пройти упру-
гому последействию, то дальнейшая циклическая деформация продолжается по
старой петле. При упругом последействии смещаются те дислокации, которые
дают гистерезис. Разница заключается только в том, что при гистерезисе их дви-
жение вызвано приращением напряжения, а в релаксационных процессах оно
происходит за счет тепловой активации при а= const или при 80бщ = const.
24
Пружины приборов редко работают в условиях чистой релаксации, так как
при этом полная деформация, как сумма упругой и пластической составляющих,
не равна постоянной величине. Такой процесс можно называть релаксацией
напряжений без зафиксированных связей. Чаще постоянной остается нагрузка,
т. е. происходит прямое упругое последействие. Естественно считать, что при
равных напряжениях и температурах оно имеет тот же механизм, что и релак-
сация напряжений. Разница заключается в том, что в последнем случае напря-
жение снижается, отчего релаксация затухает быстрее. Последействие будет
более продолжительным и накопит большую деформацию.
Однако не менее часто упругие элементы работают в условиях знакопостоян-
ного цикла изменения общей деформации (или напряжения), в результате чего,
Рис. 12. Циклическая релаксация образцов из сплава МНЦ15-20
при деформации 70 % (Г. С. Ионычев):
1 — nozjie деформации, о0 = 280 МПа, образцы продольные; 2 —
то же, о0 = 300 МПа, образцы поперечные; 3 — после такой же
деформации и отжига при 300 °C, 4 ч, а0 = 270 МПа, образцы
продольные; 4 — то же, но образцы поперечные, а0 — 280 МПа
i.iK же как и в условиях релаксации или ползучести, нарастает остаточная Де-
формация. Указанный процесс накопления остаточной деформации за счет умень-
шения упругой можно назвать циклической релаксацией или циклической пол-
зучестью. Характер изменения остаточной деформации в зависимости от продол-
жительности нагружения или числа циклов нагрузки весьма напоминает стати-
ческую ползучесть, так как при этом можно выделить два (I, II), а при повышен-
ных напряжениях и все три стадии (I—III) развития пластической деформации,
включая и разрушение (рис. 12).
Прямое упругое последействие по определению идентично ползучести.
Практически ползучестью считают обычно только процессы, протекающие при
|<1ких напряжениях и температурах, при которых возможны три (или хотя бы
две) стадии: замедляющаяся деформация, установившаяся ползучесть, ускорен-
ное течение до разрушения. Ясно, что для пружин допустимы лишь первая ста-
in я (иногда называемая также микроползучестью) и частично вторая. Закон
изменения деформации ползучести sT = k 1п т определен С. О. Цобкалло при
испытании бериллиевой бронзы, меди, низкоуглеродистой и низколегированной
стали при нормальной температуре, но абсолютная величина деформации и ско-
рость ползучести у этих материалов, естественно, различны.
Обратное упругое последействие представляет собой последействие (дефор-
мацию) под действием остаточных напряжений. Поскольку эти напряжения
заведомо меньше первоначально приложенного и убывают во времени, обратное
25
ihH'.'K'jh’HCTiiiK' происходит медленнее и дает меньшую деформацию, чем пряМ064
V .1ЛЮМПППЯ величина обратного последействия (за 1 ч), по данным Н. Н. Дави-
,/К'нкова и II. Л. Сахарова, меняется с напряжением также по закону е = Z?o,
до /г в данном случае в три раза меньше, чем при прямом нагружении.
С переходом напряжений через порог (или предел) упругости 1 о0 релак-
сационные процессы и, в частности, процессы последействия, как установили
Ы. Н. Давиденков и П. А. Сахаров, заметно ускоряются.
При нагружении о > о0 и особенно когда о > оУПР соответствующий ме-
ханизм пластической деформации начинает действовать самопроизвольно. При
напряжении ниже указанных характеристик для развития микропластической
деформации недостающее напряжение До должно компенсироваться энергией
тепловых флуктуаций. При данной температуре испытания вероятность флук-
туаций требуемой величины определяется характеристической температурой
сплава, слабо зависящей от его структуры. Тогда интенсивность процессов по-
следействия для данной группы сплавов определяется величиной До, а при дан-
ном напряжении о — величиной порога упругости о0 каждого сплава. Исключе-
ние составляют сплавы, структурно неустойчивые при температуре испытания,
в которых под нагрузкой развиваются фазовые или структурные превращения.
В них в зависимости от кинетики превращений возможен случай, когда при до-
статочно высоком пороге упругости, определенном по кратковременному нагру-
жению, будет значительная остаточная деформация после длительных нагруже-
ний. Структурно неустойчивым сплав может стать также в результате предвари-
тельного наклепа. Что же касается неустойчивости тонкой структуры наклепан-
ных сплавов, претерпевающих возврат, то такого рода неустойчивость должна
проявляться и в положении порога и предела упругости, так что указанная взаи-
мозависимость о0 и последействия, по-видимому, для них остается в силе.
Несмотря на возможность появления остаточных деформаций ползучести
или релаксации и ниже о0, предел упругости (или предел микротекучести) с пол-
ным основанием можно считать основной характеристикой пружинных сплавов
имеющей определенный физический смысл и большое техническое значение’
Глава II
ОСНОВНЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ
ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ ПРУЖИННЫХ СПЛАВОВ
Повышение порога упругости, а также пределов микротеку-
чести или упругости означает рост эффективности препятствий
не только для необратимого, но и для обратимого движения дисло-
каций. Отсюда следует, что с повышением предела упругости при
заданной величине приложенных напряжений не только умень-
шается вероятность возникновения остаточной деформации при
случайных перегрузках, но и в меньшей степени развиваются та-
кие неупругие явления, как гистерезис и упругое последействие.
Наконец, с повышением предела упругости возрастает и релакса-
ционная стойкость сплавов. Можно также ожидать, что при вы-
соком качестве упругого элемента и отсутствии в нем концентра-
1 Естественно, что упругое последействие проявляется и при определении
предела упругости. Чем больше выдержка под нагрузкой, тем больше дефор-
мация Де, остающаяся после нагрузки (и снимаемая впоследствии обратным по-
следействием).
26
торов напряжений его предел выносливости будет определяться
величиной порога (предела) упругости.
По этим причинам основное внимание следует уделять процес-
сам, повышающим предел упругости сплавов, отличающихся раз-
ной природой упрочнения: 1) мартенситному превращению; 2) де-
формационному наклепу; 3) образованию сегрегаций в отдельных
областях решетки или на дефектах решетки; 4) выделению второй
высокодисперсной и более прочной фазы.
Теория дислокаций показывает, что изменения в строении ме-
талла на начальных стадиях пластической деформации, соответ-
ствующие пределу упругости (микротекучести), резко отличаются
от изменений при значительной пластической деформации, отве-
чающих определению пределов текучести и прочности или твер-
дости. Различное структурное состояние сплавов, возникающее
при определении свойств, характеризующих сопротивление ма-
лым и большим пластическим деформациям, т. е. предела упру-
гости и предела прочности (или предела текучести и твердости),
проявляется, в частности, в том, что модуль упрочнения в области
микропластической деформации значительно выше, чем при макро-
пластической; различным оказывается и влияние величины зерна.
Различие в структурном состоянии можно иллюстрировать и тем,
что зависимость этих свойств в функции различных параметров
обработки сплавов носит неодинаковый характер. Например, при
небольших степенях наклепа предел упругости снижается вслед-
ствие размножения легкоподвижных дислокаций, а предел теку-
чести растет. Если в процессе отпуска закаленной стали с ростом
его температуры или продолжительности пределы текучести и
прочности снижаются почти непрерывно, то предел упругости
сначала значительно возрастает вплоть до определенных темпера-
тур (или при определенных выдержках в изотермических усло-
виях) и лишь затем снижается. Легирование некоторых сплавов,
в частности железа, также по-разному влияет на сопротивление
металла малым и большим пластическим деформациям, причем
обычно более сильно влияет на сопротивление большим пластиче-
ским деформациям.
Такое различие объясняется тем, что основные свойства пру-
жинных сплавов в более сильной степени зависят от их тонкого
строения — количества и главным образом распределения дефек-
тов, атомов примесей и легирующих элементов, избыточных фаз
и т. д. — и от изменения этого строения при нагружении.
Для достижения высоких значений пределов прочности и теку-
чести надо создать в сплаве высокое сопротивление в среднем для
движения большинства дислокаций, тогда как для повышения со-
противления малым пластическим деформациям — основной ха-
рактеристики пружинных сплавов — должны быть созданы пре-
пятствия для перемещения практически всех дислокаций. При
этом необходимо использовать всевозможные средства, способст-
вующие их эффективному торможению: легирование твердого
27
рпгнифл. пр111ю’|.я1||((Ч' к повышению сопротивления кристалли-
чгской pciiiciKii движению дислокаций; деформационный или фа-
ЮН1.1П наклеп, в результате чего возникает определенная дисло-
кационная внутризеренная структура; создание сегрегаций на
дефектах; введение дисперсных и равномерно или ориентировано
распределенных частиц карбидной или интерметаллидной фазы;
создание в высоколегированных сплавах определенной степени
упорядочения.
По-видимому, решающим в данном случае является создание
определенной субструктуры зерен, которую в первую очередь сле-
дует характеризовать плотностью и распределением дислокаций,
а также степенью их закрепления.
Справедливость этого положения экспериментально подтвер-
ждается тем, что на его основе разработаны новые составы и ме-
тоды обработки, которые, как будет показано, обеспечивают полу-
чение высоких свойств пружинных сплавов.
Наиболее плодотворный путь повышения свойств известных
пружинных сплавов и создания новых — сочетание различных
методов упрочнения при обработке одного сплава. Эффективность
применения комплексных методов упрочнения можно иллюстри-
ровать на примере патентированной пружинной проволоки, ха-
рактеризующейся, как известно, высоким сопротивлением малым
и большим пластическим деформациям. Упрочнение патентиро-
ванной проволоки достигается совместным действием фазового
наклепа (хотя и небольшого) при перлитном превращении; ориен-
тированностью частиц второй более прочной фазы (цементит)
за счет повышенного содержания углерода; деформационным на-
клепом при волочении и старении при низкотемпературном от-
пуске.
Из комплексных методов упрочнения важное значение для
пружинных сплавов имеет термомеханическая обработка. Эта об-
работка, основанная на совмещении по крайней мере двух основ-
ных механизмов упрочнения — за счет фазовых (или внутрифазо-
вых) превращений и деформационного наклепа — эффективна
для пружинных сплавов всех классов: однофазных твердых рас-
творов, дисперсионно-твердеющих или закаливаемых на мар-
тенсит.
Известно, что после деформационного наклепа дислокации рас-
пределяются неравномерно независимо от того, возникает при этом
их ячеистая структура в результате сильно развитого поперечного
скольжения или образуются плоские скопления дислокаций (если
в металлах с г. ц. к. решеткой мала энергия дефектов упаковки).
Следовательно, только один деформационный наклеп сплавов не
может обеспечить высокого сопротивления малым пластическим
деформациям. В связи с этим необходимо совмещение наклепа
с последующей термической обработкой, в процессе которой до-
стигается перераспределение дислокаций под действием термически
активируемого поперечного скольжения и переползания и обра-
28
дуются полигонизованные субзерна. Малоугловые и асимметрич-
ные границы субзерен служат препятствием для движения дисло-
каций и не могут далеко перемещаться сами, когда они связаны
в единую сетку или когда на пути их движения находятся препят-
ствия. Такие субграницы (или границы) могут блокировать дисло-
кации, генерируемые источниками при напряжениях, отвечающих
пределу упругости. Поэтому образование субграниц, связывающих
легкоподвижные дислокации в устойчивые системы, играющие
роль препятствий, особенно важно для пружинных сплавов. Кроме
юго, в процессе термической обработки деформированных спла-
вов образуется полигонизованная субструктура, [а на субграни-
нах усиливаются или возникают различные сегрегации из атомов
растворенных компонентов. Эти изменения атомного распределе-
ния или выделение избыточных фаз способствует упрочнению,
особенно повышению сопротивления малым пластическим дефор-
мациям.
Анализ показывает, что совмещение деформационного наклепа
и термической обработки для сплавов разного состава и разных
структурных классов следует осуществлять в различной последо-
вательности; виды термической обработки и условия деформации
|акже могут различаться.
Для улучшения свойств многих пружинных сталей и сплавов
особенно эффективно использование мартенситного превращения,
которое вызывает сильное упрочнение благодаря одновременному
1.СЙСТВИЮ нескольких структурных процессов. Среди них — из-
мельчение зерна; фазовый наклеп, приводящий к получению осо-
бой сильнофрагментированной субструктуры, созданной дисло-
кациями и (или) внутренними двойниками; образование пересы-
щенного углеродом a-твердого раствора, в котором в процессе
шкалки или во время выдержки происходят процессы перераспре-
деления атомов углерода. Эти процессы приводят к разупорядо-
чению, образованию сегрегаций на дислокациях или границах
хвойников или даже к выделению частиц карбидов.
Упрочнение за счет мартенситного превращения может быть
дополнительно повышено в результате значительного измельче-
ния зерна при повторной закалке стали с метастабильной структу-
рой в условиях скоростного нагрева.
В последнее время несомненный интерес для пружинных и
вообще для конструкционных сталей может представить процесс
термической обработки, основанный на изотермической закалке
особого рода с последующим отпуском. В процессе такой закалки во
время изотермической выдержки в субкритическом районе темпера-
тур в аустените образуются мельчайшие частицы, или, точнее, сме-
шанные зоны типа карбидов. Эти зоны дополнительно упрочняют об-
разующийся при охлаждении мартенсит, но, являясь в то же время
полупроницаемыми для дислокаций, не вызывают хрупкости стали.
Таким образом, упрочнение стали является результатом диспер-
сионного твердения переохлажденного аустенита и последующего
29
мартенситного превращения. В итоге сталь приобретает высокий
комплекс свойств — прочности и вязкости (поскольку в решетке
мартенсита будет лишь относительно небольшое количество угле-
рода). Подобная термическая обработка возможна лишь для ле-
гированных сталей, содержащих сильнокарбидообразующие эле-
менты в количестве, отвечающем стехиометрической формуле
стабильного карбида. В частности, в хромоникельванадиймолиб-
деновой стали с 0,3 % С получены следующие свойства:
ов = 2300 МПа, о0>2 = 1900 МПа, апц == 1700 МПа,
ан = 500 кДж/м2 и — 180 кгс/мм’^2.
Очень высока эффективность сочетания деформационного на-
клепа аустенита с последующим его мартенситным превращением
(т. е. ВТМО и НТМО).
Структурными исследованиями установлено [35], что ВТМО
среднеуглеродистой стали несколько уменьшает размер пакетов
мартенсита, а их распределение по размерам становится более
однородным. Кроме того, размеры реек (пластин) в пакетах умень-
шаются и таким образом увеличивается поверхность дислокацион-
ных субграниц внутри пакетов. Однако размеры фрагментов и
расстояние между дислокациями в рейках под действием ВТМО
не изменяются. В высокоуглеродистой стали ВТМО увеличивает
объем пакетного мартенсита и измельчает участки двойникован-
ного мартенсита. Эти изменения субструктуры мартенсита, за-
ключающиеся в росте плотности дислокации или соответственно
субграниц, определяют возрастание сопротивления скольжения,
в том числе и на начальных его стадиях. Рост плотности субграниц
и степени разориентации на границах пакетов увеличивает сопро-
тивление развитию трещин, что проявляется в росте микроиз-
вилистости границ.
ВТМО, кроме того, увеличивает долю двухфазного распада и
соответственно объем низкоуглеродистого «кубического» мартен-
сита, что объясняется повышением температуры мартенситной
точки из-за вероятного расслоения аустенита по концентрации
углерода. При этом происходит и перемещение атомов угле-
рода к дислокациям в аустените вплоть до образования карбид-
ной фазы. Эти изменения субструктуры мартенсита и распределе-
ния атомов углерода в нем влияют на процессы, происходящие
при отпуске, приводящие к росту сопротивления малым пласти-
ческой деформации и релаксационной стойкости.
Важное значение для пружинных сплавов имеет также совме-
щение деформации мартенсита с последующим его отпуском (ста-
рением). При этом мартенсит дополнительно упрочняется за счет
наклепа и взаимодействия атомов углерода с дислокациями и
вакансиями как в процессе деформации, так и особенно при по-
следующем старении (отпуске). Этот процесс деформационного
старения мартенсита обеспечивает повышение предела упругости.
30
Кще более эффективны для улучшения свойств пружин про-
цессы динамического старения или отпуска под нагрузкой, в про-
цессе которого, как полагает В. И. Саррак, происходят процессы
релаксации локальных пиковых напряжений (это равносильно
перераспределению скоплений дислокаций). Возможно, что при
ном (как это доказано на дисперсионно-твердеющих сплавах)
ia к же происходит изменение морфологии и распределения частиц
\ прочняющих фаз и, в частности, интерметаллидов и карбидов.
Подобное динамическое старение повышает предел упругости,
релаксационную стойкость, усталостную прочность и сопротив-
ление разрушению. Возможно также создание комбинированного
процесса обработки стали, в котором будут объединены в еди-
ную технологическую схему новые процессы упрочнения. Путем
повторного фазового превращения при скоростном нагреве можно
получить особо мелкое зерно аустенита, далее провести закалку
па мартенсит, затем деформацию мартенсита и, наконец, его ста-
рение (отпуск), в том числе и динамическое.
Весьма перспективно применение в качестве пружинных ма-
н рналов мартенситно-стареющих сталей. В них благодаря весьма
равномерному распределению дислокаций, получаемому как при
мартенситном превращении, так и в результате начальных стадий
<парения, когда происходит возврат, а также благодаря равномер-
ному выделению избыточных фаз (интерметаллидов различных кон-
центраций и кристаллического строения, зависящих от состава
тали) по узлам дислокационной сетки обеспечивается исключи-
к'льно высокое сопротивление малым пластическим деформациям
нрн высоком комплексе других прочностных свойств, а также
пластичности и вязкости.
В последние годы разработаны новые ступенчатые процессы
пк’нерсионного твердения или старения пружинных сплавов, поз-
воляющие повысить дисперсность и равномерность распределе-
ния частиц упрочняющих фаз, что в первую очередь увеличивает
сопротивление малым пластическим деформациям, а также разра-
ооганы новые процессы старения под нагрузкой, позволяющие
создать ориентированное выделение частиц упрочняющей фазы.
I крспективным также является использование в процессах ста-
рения прерывистого механизма распада, что позволяет получить
мелкое зерно, а в результате применения (после старения) пла-
< пиеской деформации — ориентированные структуры. Сплавы
< такой структурой можно рассматривать как квазикомпозицион-
ные.
Применение наклепа после закалки, фиксирующей пересыщен-
iibiii твердый раствор, позволяет получить высокое упрочнение
благодаря сочетанию роста плотности дислокаций с эффектом
выделения избыточной фазы при старении. При выделении избы-
।очной фазы в деформированной матрице растет число образую-
..хся частиц, изменяется их форма и, наконец, их структура в на-
правлении большей стабильности.
31
Совмещение процессов наклепа и старения, обеспечивая высо-
кое упрочнение, имеет и определенные недостатки, главным обра-
зом связанные с уменьшением сопротивления разрушению в не-
которых сплавах. Наконец, после деформации снижается пластич-
ность сплавов из-за неравномерного распределения дефектов строе-
ния и влияния значительных зональных напряжений. Поэтому
эффект упрочнения от совместного действия высоких степеней на-
клепа и распада твердого раствора можно использовать только
в том случае, когда пружины или другие упругие элементы просты
по форме и не требуют при изготовлении значительной пластиче-
ской деформации. После относительно небольших степеней де^
формации (до 10—30 %) пластичность снижается мало и сплавы
в этом состоянии можно использовать для изготовления пружин
более сложной конфигурации, в том числе и для работы при на-
греве.
Другой путь улучшения свойств пружинных сплавов, также
основанный на совмещении нескольких механизмов упрочнения, —
это легирование. Легирование улучшает технологические характе-
ристики стали, что также повышает свойства изделий. Общие за-
кономерности влияния легирующих элементов на структуру и
свойства конструкционных сталей можно считать установленными
работами А. П. Гуляева, Э. Гудремона, В. С. Меськина, С. 3. Бок-
штейна и др., и они остаются справедливыми для пружинных
сталей.
Вместе с тем, как показывают проведенные исследования [36,
37], легирующие элементы — никель, ванадий, кремний, хром —
лишь незначительно повышают сопротивление микропластиче-
ским деформациям не только твердых растворов на основе железа,
но и сталей.
В то же время они сильно влияют на модуль упрочнения ста-
лей в области микропластических, малых, а также повышенных
пластических деформаций, так как задерживают поперечное сколь-
жение дислокаций. Поэтому для пружинных сталей должен быть
принят несколько иной подход к выбору легирующих элементов,
так как основная цель их введения в сталь, кроме улучшения
технологических свойств, заключается, по-видимому, в повыше-
нии стабильности структуры, в том числе и дислокационной. Это
и обеспечивает основное преимущество легированной пружинной
стали, особенно содержащей карбидообразующие элементы, по
сравнению с углеродистой — повышенную релаксационную стой-
кость. Поэтому в состав легированной стали должны входить эле-
менты, повышающие энергию активации скольжения вследствие
образования стабильных сегрегаций на дислокациях в процессе
отпуска, а также в результате их влияния на степень упорядоче-
ния в матричной фазе и энергию дефектов упаковки и т. п.
Именно в этом случае влияние легирующих элементов на рост
сопротивления малым пластическим деформациям окажется значи-
тельным.
32
Учитывая более сильное влияние состояния дислокационной
структуры на свойства пружинных сталей, в их состав целесооб-
разно вводить адсорбционно-активные микродобавки, которые
создают дополнительную (и притом более сильную, чем атомы угле-
рода, азота и т. д.) блокировку дислокаций за счет образования
атмосфер или сегрегаций.
Возникновение указанных сегрегаций, снижающих энергию
искажений, должно привести к повышению стабильности струк-
। уры не только в термодинамическом, но и в механическом смысле,
।. с. должна сохраняться конфигурация дислокационной струк-
1уры при приложении внешних сил. Отсюда следует, что введение
.1 ^сорбционно-активных микродобавок и особенно образующих
нюрдые растворы внедрения должно более сильно влиять именно
на основные свойства пружинных сплавов — сопротивление ма-
лым пластическим деформациям и релаксационную устойчивость.
Введение таких компонентов может привести к существенному
и вменению энергии дефектов упаковки и таким образом оказать
сильное влияние на характер дислокационной структуры, форми-
рующейся в процессе пластической деформации или фазового
превращения.
Проблема микролегирования как метода дополнительного
\ прочнения имеет первостепенное значение не только для пружин-
ных сталей перлитного или мартенситного класса, но и для мно-
1нх дисперсионно-твердеющих сплавов, применение которых поз-
воляет достичь высоких упругих свойств в определенном сочета-
нии с физико-химическими характеристиками (высокая электро-
проводность, немагнитность, коррозионная стойкость и т. п.)
н высокими технологическими свойствами (особенно пластичностью
в ;акаленном состоянии), обеспечивающими изготовление упругих
иементов точной формы и размеров.
Введение адсорбционно-активных компонентов в эти сплавы,
кроме чисто металлургического (рафинирующего) эффекта и от-
меченного ранее возрастания стабильности субструктуры и повы-
шения сопротивления малым пластическим деформациям, а также
релаксации напряжений, имеет и другое важное значение. Адсорб-
ппопно-активные добавки, как правило, замедляют распад пере-
сыщенных твердых растворов по границам зерен и тем самым урав-
нивают скорость превращения в пределах всего зерна. Этот эф-
фект может быть связан как с изменением строения граничных
< /шов, так и с ростом сил межатомного взаимодействия и тем самым
* увеличением энергии активации диффузии компонентов. Кроме
юго, адсорбционно-активные добавки могут изменять механизм
распада, способствуя развитию непрерывного (общего) механизма
вы деления взамен прерывистого.
Таким образом, адсорбционно-активные компоненты могут
повышать сопротивление малым пластическим деформациям не-
посредственно, вследствие более сильного блокирования дисло-
। НН1Й в результате образования эффективных сегрегаций, и кос-
3 Рахштадт А. Г.
33
венно, вследствие роста равномерности (по объему сплава) рас-
пада пересыщенного твердого раствора.
К сожалению, пока еще нет совершенно надежного единого
критерия для выбора адсорбционно-активных компонентов, и
поэтому приходится пользоваться рядом характеристик в ком-
плексе.
Приведенные соображения о свойствах, составе и обработке
пружинных сплавов свидетельствует об определенных возможно-
стях улучшения их свойств путем рационального изменения со-
става, а также использования новых методов термической и термо-
механической обработки, объединяющих различные способы упроч-
нения в одном сплаве.
При разработке и выборе оптимальных режимов обработки
пружинных сплавов, естественно, в первую очередь следует учи-
тывать сопротивление малым пластическим деформациям, релак-
сационную стойкость и степень развития неупругих эффектов, что
особенно важно для упругих элементов приборов.
Однако для упругих элементов машин, механизмов и аппара-
тов, работающих в условиях низких температур, динамических
или циклических и притом с большой скоростью изменяющихся
напряжений, необходимо также добиваться высокого сопротив-
ления хрупкому разрушению. Эта характеристика конструктив-
ной прочности упругих элементов не имеет столь первостепенного
значения в случае их изготовления из безуглеродистых аустенит-
ных и мартенситно-стареющих сталей, а также сплавов на основе
меди, так как эти сплавы обычно не обнаруживают склонности
к хрупкому разрушению. Однако при изготовлении упругих эле-
ментов из углеродсодержащих сталей необходимо учитывать воз-
можность появления хрупкого разрушения, которое зависит от
строения мартенсита, содержания атомов внедрения, морфологии
выделившихся фаз, состояния границ зерен и присутствие в спла-
вах примесей, неметаллических включений, их природы, коли-
чества и распределения. Поэтому важно улучшение металлурги-
ческого качества сплавов путем применения новых, более совершен-
ных методов выплавки с использованием более чистых исходных
материалов.
Исследование механизма разрушения показывает, что причи-
ной его является в первую очередь возникновение скоплений у дис-
локаций и включений и появление вследствие этого значительных
локальных полей упругих напряжений. Поэтому в целях предот-
вращения зарождения и развития хрупкой трещины необходимо
создавать условия для релаксации этих напряжений путем пла-
стической (обычно микропластической) деформации. Очевидно,
что если сплав будет обладать очень высоким сопротивлением ма-
лым пластическим деформациям и высокой релаксационной стой-
костью, то при «разрядке» локальных напряжений во время ра-
боты упругого элемента в указанных ранее условиях может воз-
никнуть хрупкая трещина — очаг хрупкого разрушения. Чтобы
34
воспрепятствовать этому, иногда приходится снижать предел уп-
ругости и релаксационную стойкость, т. е. именно те характе-
ристики, которые должны быть максимальными в пружинном
сплаве. Соответственно этому приходится снижать твердость пру-
жин по сравнению со значением, отвечающим максимуму предела
упругости, что достигается повышением температуры отпуска
закаленных на мартенсит углеродсодержащих сталей. Для сталей,
полученных с применением более совершенных методов выплавки
и содержащих меньшее количество примесей и включений и поэ-
тому с большим сопротивлением разрушению, можно назначать
более высокие нормы твердости, т. е. применять отпуск при бо-
лее низких температурах, которые могут соответствовать дости-
жению максимума предела упругости. Для уменьшения склон-
ности к хрупкому разрушению упругих элементов из дисперсионно-
твердеющих сплавов режимы их старения выбирают таким обра-
зом, чтобы механизм пластической деформации, возникающей при
нагружении, соответствовал переходу от стадии перерезания ча-
стиц избыточных фаз (или зон) к стадии огибания этих частиц,
что приводит к равномерному распределению дислокаций.
Для высокого сопротивления разрушению также необходимо,
чтобы сплавы обладали мелким зерном, однородной структурой и
в том числе равномерным распределением избыточных фаз, одно-
родной субструктурой без локальных скоплений дислокаций и
чругих дефектов кристаллического строения.
В последнее время важное значение уделяют состоянию по-
верхности упругих элементов, так как именно в этом слое и начи-
нают развиваться процессы микропластической деформации и
могут возникать очаги разрушения. Поэтому такие технологиче-
ские процессы, как электрополирование, особенно в сочетании
е термической обработкой (термоэлектрохимической обработкой),
а также процессы, предупреждающие появление окисленного или
обезуглероженного слоя, имеют первостепенное значение и должны
учитываться при разработке эффективного технологического про-
цесса обработки пружин.
Поэтому вопрос о выборе рациональных режимов обработки
пружинных сплавов весьма сложен и, кроме состава сплава, его
металлургического качества, структуры и субструктуры и их
изменения в процессе нагружения, приходится учитывать конкрет-
ное назначение, конструкцию и условия службы упругих элемен-
тов.
В последнее время возникла новая область в металловедении —
аморфные сплавы. Эти новые сплавы характеризуются уникаль-
ным сочетанием многих физических, механических и химических
свойств. Они обладают высокой прочностью. Предел текучести,
судя по величине микротвердости, достигает 6000 МПа, и это еще
не предельные значения. Аморфные сплавы могут представлять
значительный интерес как перспективный материал для упругих
элементов в виде тонких лент или в виде микропроволоки, от ко-
2* 35
торых требуется высокая прочность и коррозионная стойкость.
Имеются сведения о том, что в аморфных сплавах может быть до-
стигнут и эффект элинварности, что важно для упругих элементов.
Однако для разработки специальных пружинных аморфных
сплавов и методов их обработки необходимы дальнейшие исследо-
вания механизма развития в них микропластической деформации.
В этой области имеются лишь отдельные работы, но в них механизм
пластического течения в аморфных сплавах рассматривается с раз-
ных позиций. Большинство авторов считает, что пластическая де-
формация в аморфных сплавах реализуется обычными дислока-
циями, зарождающимися и аннигилирующими на ступеньках
трехмерной сетки дисклинаций. При этом отмечено, что вектор
Бюргерса дислокаций изменяется вдоль их линий. Однако имеется
и другая теория пластической деформации аморфных сплавов,
согласно которой деформация осуществляется движением псевдо-
вакансий, имеющихся в исходной структуре. Еще неизвестно,
как изменится механизм деформации в аморфных сплавах после
термической обработки, когда начнет образовываться так называе-
мая микрокристаллическая структура. Однако, независимо от
необходимости изучения механизма микропластической деформа-
ции, следует учитывать и известные ограничения применения
аморфных сплавов: малая толщина (или диаметр), пониженная
пластичность и высокое электросопротивление. Поэтому аморф-
ные сплавы нельзя применять для изготовления любых деталей,
в том числе упругих элементов сложной конфигурации или если
они должны быть токоведущими. Однако все это не должно снижать
интереса к разработке пружинных аморфных сплавов.
Глава III
КЛАССИФИКАЦИЯ
ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
В промышленности используется большое количество разно-
образных пружинных сплавов, так как в зависимости от условий
службы упругих элементов, а также от их формы и размеров, они
должны различаться по механическим, физико-химическим и тех-
нологическим свойствам. Поэтому пружинные сплавы имеют раз-
личный химический состав и структуру и подвергаются разно-
образным видам термической обработки.
Классификация пружинных сплавов может быть проведена
по ряду признаков. Во-первых, можно разделить сплавы по основ-
ным способам упрочнения:
Стали и сплавы, упрочняемые холодной пластической деформа-
цией и последующим низкотемпературным нагревом (отпуском или
отжигом). К этой группе относятся стали с повышенным содержа-
36
пием углерода (0,4—1,0 %), подвергаемые упрочнению холодной
пластической деформацией (после предварительной термической
обработки), а после наклепа — низкому отпуску. При этом оп-
ределенный, а в ряде случаев весьма существенный вклад в общее
упрочнение вносит предварительная термическая обработка.
В зависимости от структуры, полученной при термической обра-
ботке, изменяется и абсолютная степень упрочнения в процессе
холодной пластической деформации.
В процессе наклепа фазовое состояние стали практически не
изменяется, а лишь изменяется тонкая структура благодаря уве-
личению плотности дислокаций. В результате дополнительного
отпуска (старения) снимаются остаточные напряжения, перерас-
пределяются дислокации, на них образуются сегрегации, что и
вызывает сильное повышение предела упругости, релаксацион-
ной стойкости и других свойств стали.
Кроме углеродистых и легированных сталей перлитного класса,
к этой же группе можно отнести стали аустенитного класса, не
испытывающие в процессе холодной пластической деформации
«разовых превращений типа у —а или у е. При последующем
отпуске в них протекают по существу те же структурные процессы,
что и в стали перлитного класса, с той лишь разницей, что при от-
пуске могут образоваться сегрегации других типов и дислокацион-
ная структура может быть иной.
Кроме сталей, к этой же группе относятся и сплавы меди
(однофазные латуни и бронзы), молибдена, рения, ниобия и др.
В них в результате холодной пластической деформации не только
повышается плотность дислокаций, которые располагаются по
гппу ячеистой субструктуры или плоских скоплений, но и нару-
шается исходное распределение атомов. При последующем до-
I’('кристаллизационном отжиге снимаются остаточные напряже-
ния, перераспределяются дислокации по типу полигонизации,
в также происходят изменения в распределении атомов компонен-
। < >в.
Характерной особенностью всех сплавов рассматриваемого
класса является анизотропия упругих свойств, резко выражен-
ная в деформированном состоянии и уменьшающаяся после от-
пуска (или при дорекристаллизационном нагреве) в результате
перераспределения напряжений и дислокаций.
Стали и сплавы, упрочняемые в результате мартенситного
превращения. К этому классу относятся углеродистые и легиро-
ванные стали (в том числе и мартенситно-стареющие), упрочняемые
в результате мартенситного превращения при закалке, а также
нержавеющие стали переходного аустенитно-мартенситного класса,
in нытывающие мартенситное превращение либо при закалке или
обработке холодом, либо при деформационном наклепе. В резуль-
|«|ге мартенситного превращения в сталях, содержащих углерод,
в. решетке возникают значительные поля напряжений у внедрен-
ных атомов углерода, происходит измельчение кристаллов, резко
37
увеличивается плотность дислокаций, изменяющая субструктуру,
образуются сегрегации из атомов углерода на? дислокациях, а
возможно и выделяются избыточные фазы. Закалка мартенситно-
стареющих сталей увеличивает концентрацию легирующих эле-
ментов в твердом растворе и сильно повышает плотность дисло-
каций. Если же мартенситное превращение происходит в процессе
деформационного наклепа аустенита, то при общем увеличении
плотности дислокаций происходит их неравномерное распреде-
ление. Следствием этого является анизотропия прочностных и
пластических свойств, но особенно предела упругости. Стали с мар-
тенситной структурой приобретают максимальное сопротивление
малым пластическим деформациям после отпуска, в процессе ко-
торого происходит распад остаточного аустенита, снимаются оста-
точные напряжения, перераспределяются дислокации (возможно,
по типу полигонизации), атомы углерода перемещаются к дисло-
кациям, а также выделяются частицы (области) карбидов и дру-
гих избыточных фаз. При старении (отпуске) мартенситно-старею-
щих, а также сталей переходного класса происходит преобразо-
вание дислокационной структуры по типу полигонизации и обра-
зуются сегрегации и частицы (или области) избыточных фаз.
К этой же группе относятся сплавы системы Со—-Сг—Ni—Fe—Mo,
в которых в процессе деформации аустенит превращается в 8-
мартенсит в виде дисперсных частиц, что наряду с ростом плот-
ности дислокаций и образованием частиц карбидов и интерметал-
лидов определяет сильное упрочнение сплавов. В процессе по-
следующего старения (отпуска) растет количество 8-мартенсита
и из него выделяются частицы избыточных карбидных и других фаз.
Стали и сплавы, упрочняемые в результате дисперсионного
твердения (старения). К этой группе относятся сплавы на основе
систем Fe—Ni, Fe—Ni—Cr, Ni—Cr и др. с добавками главным
образом титана, ниобия и алюминия, которые создают упрочняю-
щие фазы, растворяющиеся при температуре закалки и выделяю-
щиеся в дисперсной форме при последующем старении (или от-
пуске).
К данной группе также относится и один из основных пружин-
ных сплавов —бериллиевая бронза, дисперсионно-твердеющие
латуни, а также некоторые сплавы на основе драгоценных металлов
платина—серебро, палладий—серебро и др.
Рост сопротивления малым пластическим деформациям у этих
сплавов связан с изменением тонкой структуры матрицы и с бло-
кирующим действием частиц (областей) избыточной фазы. Допол-
нительное повышение прочностных свойств этих сплавов, сопро-
вождающееся, однако, снижением свойств пластичности, может
быть достигнуто в результате пластической деформации этих спла-
вов после закалки и применения заключительного отпуска (ста-
рения).
Сплавы, упрочняемые в результате внутреннего окисления.
К этой группе относятся сплавы на основе серебра, например се-
38
ребро—магний —-никель, в которых при нагреве в кислородсодер-
жащей атмосфере насыщается кислородом твердый раствор, а
также образуются частицы окислов магния. Эти изменения фазо-
вого состояния сплава вызывают значительное упрочнение?
В этой классификации выделены основные способы упрочне-
ния. Однако, как указывалось раньше, наиболее перспективным
направлением для получения высоких прочностных свойств у су-
ществующих сплавов и для создания новых высокопрочных пру-
жинных сплавов является совмещение в каждом сплаве несколь-
ких структурных методов упрочнения (термомеханическая обра-
ботка и т. д.). В этом случае классификация, даже по основным
для каждой группы сплавов методам упрочнения, теряет свою
определенность и становится слишком сложной и в то же время
недостаточно четкой.
Во-вторых, пружинные сплавы могут быть классифицированы
по назначению.
Сплавы общего назначения. Пружинные сплавы общего назна-
чения, используемые в качестве конструкционных материалов,
должны главным образом обладать высоким сопротивлением ма-
лым пластическим деформациям, высоким временным сопротив-
лением разрыву при достаточной вязкости и пластичности, а также
повышенными усталостной прочностью, релаксационной стойко-
стью и сопротивлением разрушению.
Сплавы специального назначения. Эти сплавы, отличаясь повы-
шенными механическими свойствами, а также высоким сопротив-
лением усталости и релаксации напряжений, должны также иметь
и определенные физико-химические или физические свойства, тре-
бования к которым изменяются в зависимости от условий службы
соответствующих упругих элементов. В частности, к этим спла-
вим могут предъявляться требования повышенной коррозионной
стойкости, немагнитности, малого удельного электросопротивле-
ния, независимости модуля упругости от температуры и т. п.
В дальнейшем мы придерживаемся классификации по назна-
чению, указывая для описанных сплавов также и методы их упроч-
нения.
Часть вторая
ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ ОБЩЕГО НАЗНАЧЕНИЯ
К пружинным сталям общего назначения относятся преимуще-
ственно углеродистые и легированные стали перлитного класса,
причем среди последних имеются также и стали мартенситного
класса (табл. 2).
Углеродистые и легированные стали, применяемые для пружин,
обычно содержат повышенное количество углерода (от 0,4 до 1,2 %).
Это объясняется тем, что при увеличении содержания углерода
растет эффективность упрочнения за счет деформации или мартен-
ситного превращения при закалке, а при отпуске выделяется боль-
шее количество карбидной фазы, частицы которой блокируют дис-
локации.
Упрочнение углеродистой стали в результате мартенситного
превращения, холодной пластической деформации или совмеще-
ния этих методов упрочнения приводит к получению высоких зна-
чений предела упругости, что является значительным ее преиму-
ществом.
Однако углеродистая сталь обладает невысоким сопротивле-
нием релаксации, малой коррозионной стойкостью, сравнительно
высоким отрицательным температурным коэффициентом модуля
упругости, достигающим 300-10“6/°С, и, ^наконец, непригодна для
работы при повышенных температурах (выше 100 °C): Кроме того,
углеродистая сталь имеет малую прокаливаемость, и поэтому ее
можно использовать лишь для изготовления пружин малого се-
чения. Указанные ранее недостатки углеродистой стали ограни-
чивают область ее применения для изготовления пружин.
Легированные пружинные стали характеризуются более вы-
сокой релаксационной стойкостью, чем углеродистые, и, кроме
того, позволяют получить высокие прочностные свойства (в том
числе предел упругости) в сочетании с повышенной вязкостью и
притом в изделиях большого сечения. Возможность закалки уп-
ругих элементов из некоторых легированных сталей на воздухе
также дает возможность свести к минимуму зональные напряже-
ния, что повышает стабильность характеристик изделий во вре-
мени.
В зависимости от принятого метода упрочнения, а также конфи-
гурации пружин используют пружинную сталь, находящуюся в
различном исходном состоянии: 1) холоднодеформированную, пред-
варительно термически обработанную, обычно патентированную
проволоку или ленту; 2) термически обработанную на заданный
уровень прочности ленту или проволоку; 3) холоднодеформиро-
ванную отожженную проволоку или ленту; 4) горячекатаный или
холоднокатаный сортовой прокат или катанку.
Полуфабрикаты из стали в первых двух состояниях обладают
высокой прочностью и упругие элементы из них подвергают после
40
ТАБЛИЦА 2. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, % (ПО МАССЕ)
ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ ОБЩЕГО НАЗНАЧЕНИЯ ПО ГОСТ 14959-79
Марка стали С Si Мп Сг Ni Примерное назначение
Пружины механизмов и машин
65 0,62—0,70 0,17—0,37 0,50—0,80
70 0,67—0,75 0,17—0,37 0,50—0,80
75 0,72—0,80 0,17—0,37 0,50—0,80
80 0,77—0,85 0,17—0,37 0,50—0,80
85 0,82—0,90 0,17—0,37 0,50—0,80
У9А *х 0,85—0,94 0,15—0,30 0,15—0,30
У10А *1 0,95—1,04 0,15—0,30 0,15—0,30
УНА *х 1,05—1,14 0,15—0,30 0,15—0,30
У12А 1,15—1,24 0,15—0,30 0,15—0,30
(ЮГ 0,57—0,65 0,17—0,37 0,70—1,00
65Г 0,62—0,70 0,17—0,37 0,90—1,20
70Г 0,67—0,75 0,17—0,37 0,90—1,20
<0,25
<0,25
<0.25
<0,25
<0,25
<0,15
<0,15
<0,15
<0,15
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,20
<0,20
<0,20
<0,20
<0,25
<0,25
<0,25
Пружины автомашин и подвижного состава
железнодорожного транспорта
55С2 0,52—0,60 1,50—2,00
55С2А 0,53—0,58 1,50—2,00
60С2 0,57—0,65 1,50—2,00
60С2А 0,58—0,63 1,60—2,00
70СЗА 0,66—0,74 2,40—2,80
60С2Г 0,55—0,65 1,80—2,20
ьохг 0,46—0,54 0,17—0,37
50ХГА 0,47—0,52 0,17—0,37
55ХГР 0,52—0,60 0,17—0,37
0,60—0,90
0,60—0,90
0,60—0,90
0,60—0,90
0,60—0,90
0,70—1,00
0,70—1,00
0,80—1,00
0,90—1,20
<0,30
<0,30
<0,30
<0,30
<0,30
<0,30
0,90—
1,20
0,95—
1,20
0,90—
1,20
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
<0,25
Пружины ответственного назначения
50ХФА 0,46—0,54 0,17—0,37 0,50—0,80 0,80— 1,10 <0,25
50ХГФА 0,48—0,55 0,17—0,37 0,80—1,00 0,95— 1,20 <0,25
55С2ГФ 0,52—0,60 1,50—2,00 0,95—1,25 0,30 <0,25
60С2ХА 0,56—0,64 1,40—1,80 0,40—0,70 0,70— 1,00 <0,25
60С2ХФА 0,56—0,64 1,40—1,80 0,40—0,70 । 0,90— 1,20 <0,25
65С2ВА 0,61—0,69 1,50—2,00 .0,70—1,00 0,30 <0,25
60С2Н2А 0,56—0,64 1,40—1,80 0,40—0,70 0,30 1,40— 1,70
41
Продолжение табл, 2
Марка стали с Si Мп Сг Ni Примерное назначение
70С2ХА Пружины часовых механизмов 0,65—0,75 | 1,40—1,70 1 0,40—0,60 Illi 3 I 0,20— 1 I 0,40 ^0,25
Крупные клапанные пружины, торсионы
45ХН2МФА*2! 0,42—0,50 I 0,17—0,37 I 0,50—0,80 I 0,80— I 1,30— I
1111 1,Ю I 1,80 |
Примечания: 1. Все стали содержат <0,20% (по массе) Си.
2. Сталь 55ХГР содержит 0,001—0,003 В; 50ХФА содержит 0,10—0,20 V; 50ХГФА
содержит 0,15 — 0,25 V; 55С2ГФ содержит 0,10—0,25 V; 60С2ХФА содержит 0,10—0,20 V.
Согласно ГОСТ 14959—79 в стали, изготовленной скрап-процессом и скрап-
рудным процессом, допускается содержание остаточных меди и никеля не более 0,30%.
3. В стали 60С2Г содержание серы и фосфора не должно превышать 0,06%.
4. Сталь 50ХФА, предназначенная для изготовления пружинной проволоки, по
ГОСТ 14963 — 69 должна поставляться с 0,47 — 0,55% С; 0,15 — 0,30% Si; 0,30 — 0,60% Мп;
0,75 — 1,10% Сг; 0,15 —0,25% V. В этом случае она маркируется 51ХФА.
5. Для изготовления патентированной проволоки применяется сталь марок 65,
70, 75, 80, 85 с 0,30 — 0,60% Мп и марок 65 Г и 70Г с 0,70 — 1,00% Мп. В стали, пред-
назначенной для патентированн-ой проволоки, не должно быть более 0,10% Сг; 0,15% Ni;
0,20% Си. Содержание серы и фосфора — соответственно требованиям стандартов на
проволоку, но не более 0,035% (каждого) для качественной стали и не более 0,025%
(каждого) для высококачественной; 65С2ВА содержит 0,80—1,20% W; 45Х Н2МФА — 0,2—
0,3% V и 0,1—0,2% Мо.
♦« По ГОСТ 1435 — 74.
*3 ГОСТ 4543-61.
изготовления только низкому или среднему отпуску. Преимуще-
ством этих полуфабрикатов, кроме высокой точности размеров,
высоких значений предела упругости и возможности получения
точно заданной конфигурации изделий, является также почти
полное отсутствие поверхностного обезуглероживания и окисле-
ния, которые резко снижают усталостную прочность пружин.
Однако из этих материалов в виду их невысокой пластичности
не удается изготовить пружины сложной конфигурации. Кроме
того, пружинная холоднодеформированная проволока в состоянии
высокой прочности может иметь поверхностные дефекты (риски
и т. п.), возникающие при последних проходах в процессе воло-
чения, которые резко снижают вязкость и предел выносливости.
При навивке пружин из этих полуфабрикатов могут образоваться
дополнительные дефекты поверхности. Такими дефектами, но в
меньшей степени, обладают проволока или лента, подвергаемые
в процессе изготовления холодной пластической деформации обыч-
но с невысоким обжатием после предварительного отжига. Ука-
занные полуфабрикаты в деформированном состоянии или после
42
отжига не Характеризуются высокой прочностью, но имеют повы-
шенную пластичность. Поэтому из них методами навивки или
штамповки изготовляют пружины сложной конфигурации^ Упроч-
нение этих пружин достигается в результате закалки и отпуска.
Такой же термической обработке подвергают также крупные пру-
жины (повышенного сечения), которые изготовляют из горяче-
или холоднокатаной сортовой стали или катанки методом холод-
ной или горячей деформации.
Глава IV
СТАЛИ, УПРОЧНЯЕМЫЕ
ДЕФОРМАЦИОННЫМ НАКЛЕПОМ
Деформационный наклеп как способ упрочнения пружинных
сталей широко используется в промышленности. Если сравни-
тельно недавно этот метод упрочнения применяли только для ста-
лей после патентирования, имеющих структуру тонкопластинча-
того перлита (сорбита), то в настоящее время деформационному
упрочнению подвергают также и стали со структурой бейнита и
мартенсита, т. е. деформируют стали во всех основных структур-
ных состояниях.
В результате применения холодной пластической деформации,
оптимальная степень которой для разных структурных состояний,
естественно, различна, удается получить столь высокие прочно-
стные свойства, в том числе сопротивление малым пластическим
деформациям, какие недостижимы при использовании обычных
методов двойной термической обработки. Достаточно указать, что
на проволоке из патентированной стали диаметром 0,3 мм получен
предел прочности, равный 3720 МПа, а на проволоке диаметром
0,1 мм он составляет 4800 МПа при достаточной пластичности,
тогда как после закалки и низкого отпуска предел прочности
высокоуглеродистой стали заметно ниже и не превышает
2450 МПа.
Указанные высокие значения прочности патентированной про-
волоки достигаются лишь после деформации с высокими степенями
обжатия 1 (~90 %) и поэтому могут быть получены только на
полуфабрикатах (проволоке или ленте) весьма небольшого се-
чения.
1 Как показали В. Я. Зубов, С. В. Грачев, В. П. Шалдыбин и А. А. Маль-
цева, применение улучшенных способов выплавки, в частности вакуумно-индук-
ционной с последующей вакуумно-дуговой, позволяет получить очень высокие
обжатия (>99,9 %), и в результате сталь У9 наряду с исключительно высокой
прочностью приобретает повышенную пластичность (большое число скручиваний)
по сравнению с получаемой при традиционных способах выплавки.
43
i. СТАЛИ С ПЕРЛИТНОЙ СТРУКТУРОЙ,
УПРОЧНЯЕМЫЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ
сГп,ММ
Рис. 13. Зависимость размера ячеек
феррита от диаметра проволоки tZn
(И. Эмбури, Р. Фишер)
ее механизм практически не
Достижение высокого упрочнения сталей с исходной перлитной структурой, 1
получаемой после патентирования или после нормализации, в результате холод- 1
ной пластической деформации является следствием увеличения числа дефектов 1
строения при изменении характера их распределения, а также измельчения пла- |
стинок феррита и цементита. Это высокое упрочнение при достаточной пластич- <
ности и вязкости достигается в результате пластической деформации с большим
обжатием (обычно около 80 %).
Причины высокого упрочнения, достигаемого в результате окончательной
холодной пластической деформации, нельзя считать полностью выясненными.
Абсолютная величина упрочнения зависит
от исходного структурного состояния оп-
ределяемого условиями предшествующей
термической обработки, многократной
предварительной горячей и холодной
пластической деформации, которой сталь
подвергается в процессе всего цикла ме-
таллургического передела, и от оконча-
тельной термической обработки, схемы и
степени окончательной пластической де-
формации.
Структурное состояние после патен-
тирования определяется в первую оче-
редь температурой распада переохла-
жденного аустенита и характеризуется
дисперсностью феррито-цементитной сме-
си — размером (толщиной) пластинок
этих фаз, а также их субструктурой. Чем
ниже температура превращения, тем
меньше размер пластинок этих фаз, мень-
ше величина областей когерентного рас-
сеяния феррита и цементита. В итоге во-
зрастает степень упрочнения в процессе
пластической деформации, в то время
изменяется. В процессе холодной пла-
стической деформации с ростом степени обжатия межфазные границы раз-
мываются за счет особенно значительного возрастания в них плотности
дислокаций. Плотность дислокаций в ферритных пластинках растет сначала
при небольших деформациях неравномерно, затем они постепенно форми-
руют ячеистую субструктуру, причем в ячейках наблюдается довольно
большая плотность дислокаций «леса». Образованию ячеистой субструктуры
феррита способствуют пластинки цементита, поскольку межфазовая граница
является источником дислокаций. Кроме того, сплошные пластинки цементита
или их фрагменты стабилизируют субструктуру. Границы ячеек феррита, по
данным И. Эмбури, Р. Фишера, М. Деви и Г. Брира, обычно имеющих вытянутую
форму, состоят из сплетений дислокаций; плотность дислокаций в пределах
каждой ячейки довольно низкая. Границы этих ячеек блокируют скольжение
дислокаций. Размеры ячеек или субструктурных барьеров в направлении, пер-
пендикулярном волочению, уменьшаются с ростом деформации, а сами границы
ячеек становятся более четкими, так как они поглощают все возрастающее число
скользящих дислокаций. Степень разориентации на границах ячеек при этом
растет и из малоугловых они постепенно преобразуются в большеугловые, дости-
гая, по данным указанных авторов, 1—3° после высоких степеней обжатия.
Диаметр ячеек примерно пропорционален уменьшению диаметра проволоки
после волочения (рис. 13). Эти ячейки можно рассматривать как субзерна диа-
метром, равным межпластиночному расстоянию феррита, и длиной 0,5—2 мкм,
вытянутые вдоль оси проволоки.
44
В процессе деформации изменяется субструктура не только ферритных плйа
стинок, но также и цементита, причем характер ее изменения определяется
степенью обжатия и ориентацией пластинок цементита в исходных колониях
перлита по отношению к направлению волочения. Если пластинки цементита
параллельны направлению волочения, то скольжение в феррите и в цементите
происходит главным образом в направлении, близком к плоскости этих пласти-
нок. При других ориентациях этих пластинок скольжение в феррите идет под
разными углами и происходит микроизгиб, а также поворот и фрагментация
пластинок цементита Е Несмотря на определенную пластичность цементита,
высокая способность перлита к пластической деформации связана с тем, что его
основная фаза представляет собой высокопластичный феррит, а пластинки це-
ментита не являются непрерывными. Разрушение стали при больших деформа-
циях чаще всего начинается от цементитных
пластинок.
Указанные структурные изменения про-
исходят при деформации стали с тонкоплас-
тинчатым и с грубопластинчатым перлитом.
Разница заключается лишь в том, что в по-
следнем случае более четко выявляются
стенки (границы) ячеек двух типов: во-пер-
вых, ограниченные непрерывными цементит-
ными пластинками, претерпевшими скольже-
ние; во-вторых, ограниченные фрагмента-
ми карбидов и сложными скоплениями дис-
локаций, генерированными у концов цемент-
20 40 60 ' 80 100
Степень обжатия, %
Рис. 14. Зависимость предела теку-
чести патентированной стали с пер-
литной структурой от степени об-
жатия
ных пластинок, т. е. в местах концентрации
напряжений. Упрочнение стали с перлитной
структурой и функции степени обжатия по-
казаны на рис. 14. Такая же закономерность
роста упрочнения наблюдается для чистого
железа и стали со структурой отпущенного
мартенсита и, следовательно, она не явля-
ется характерной только для структур пла-
стинчатого типа. Для объяснения высокого упрочнения стали со структурой
пластинчатого перлита предложено несколько гипотез. В процессе волочения
сталь приобретает волокнистую или фибровую (т. е. состоящую из волокон
феррита и цементита) структуру, поэтому была предпринята попытка про-
анализировать возможность привлечения для расчета упрочнения модели
композиционного материала, в котором приложенные напряжения восприни-
мают более прочные цементитные волокна. Ориентировочный расчет показал,
что прочность такого композиционного материала существенно- ниже наблюда-
емой экспериментально, что, возможно, связано с введением ряда при-
ближений 2 в исходную расчетную модель.
Авторы работы [39] считают, что такую сталь вообще нельзя рассматривать
в качестве композиционного материала, так как частицы цементита, раздроблен-
ные в процессе деформации, хотя и имеют отношение длины к толщине, удовле-
творяющее критическому (для цементита 13,5), в действительности не являются
цельными волокнами, поскольку разбиваются на отдельные фрагменты и пре-
терпевают 3 распад с переходом атомов углерода к дислокациям на границе с фер-
ритом. Поэтому прочность таких цементитных частиц неопределенна и значи-
тельно отличается от прочности монокристальных пластин.
Наконец, авторы упомянутой работы справедливо указывают, что вклад
композиционного упрочнения в волоченой проволоке из стали с пластинчатой
1 По данным работы [38], в зависимости от особенностей деформации фер-
рита механизм деформации цементита может происходить путем изгиба и сброса,
а также сдвига (скольжения).
2 В этом расчете упрочнение матрицы принимали независящим от присут-
ствия пластинок цементита, длину которых считали бесконечно большой.
3 По данным ядерного гамма-резонанса (ЯГР).
45
перлитной структурой нельзя выявить, поскольку зависимость упрочнений
этой стали от размеров области межбарьерного пробега дислокаций такая же,
как у железа и у стали с глобулярным цементитом. Не установлено также удов-
летворительного соответствия между расчетом и действительной прочностью стали
при использовании модели упрочнения матричной фазы дисперсными недефор-
мируемыми частицами.
Более обоснованной является точка зрения, согласно которой упрочнение
стали с пластинчатой структурой является результатом измельчения пластин
присутствующих фаз и субструктуры в процессе холодной пластической дефор-
мации. В результате деформации утоняются пластинки цементита и феррита
и таким образом уменьшается путь, который проходят скользящие дислокации
от одной цементитной пластинки до другой. Если принять, что"размер (толщина)
ферритных пластинок после сильной деформации находится в пределах 25—
50 нм, то по известной зависимости Гензамера предел прочности стали с такой
структурой и будет практически равен наблюдаемому.
По данным В. Н. Гриднева и др. прочность холоднодеформированной стали
со структурой пластинчатого перлита линейно зависит от величины, обратной
корню квадратному из межпластиночного расстояния. Это же соответствие можно
получить и при использовании модифицированного соотношения Петча, если
принять, что величина зерна (или субзерна) или расстояние между барьерами
составляет вдоль оси пластины феррита 0,5—2 мкм.
Таким образом, основной причиной упрочнения стали со структурой тонко-
пластинчатого перлита (сорбита) является формирование определенных микро-
структуры и субструктуры в процессе холодной пластической деформации.
Кроме изменения размеров и ориентации пластинок цементита, в процессе
деформации, как показывают данные термомагнитного анализа и ЯГР [40],
происходит его частичный распад, поскольку энергия связи атомов углерода
с дислокациями, плотность которых в районе межфазных границ особенно вы-
сокая, больше, чем их связь с атомами железа в решетке цементита. Так, по дан-
ным измерения внутреннего трения (В. И. Саррак, Г. А. Береснев, Н. А. Ши-
лов, Л. Даркен, К. Карри, Р. Джонсон) величина первой составляет 0,76—
0,78 эВ *1, второй 0,40—0,42 эВ. По данным измерения ЯГР в стали с 1 % С
со структурой пластинчатого перлита количество цементита по мере увеличения
степени холодной пластической деформации уменьшается от 15 % (исходное
состояние) до 9 ± 0,1 % (обжатие 36 %) и до 8 ± 0,1 % (обжатие 93 %). Таким
образом, количество углерода, перешедшего в a-твердый раствор, составляет
0,50 ± 0,07%, что соответствует степени распада цементита ~50%.
Возможность диффузии атомов углерода из цементита в феррит определяется
тем, что его атомы в процессе пластической деформации приобретают повышенную
подвижность. При этом, по данным Ю. А. Полушкина * 2, высокая диффузионная
подвижность атомов углерода проявляется даже в условиях низкотемпературной
деформации (—200 °C). При значительной степени распада цементита под дей-
ствием пластической деформации не весь углерод, переходящий в феррит, может
быть связан с дислокациями. Если принять, что с дислокациями может быть
связано в среднем до 0,2 %, то избыточное количество углерода сверх указанного,
как предполагает Ю. А. Полушкин, находится в микродефектах типа микротре-
щин. Именно за счет этих скоплений атомов углерода в этих микродефектах и
развивается процесс графитизации при нагреве деформированной стали. Однако
экспериментальных доказательств справедливости этого предположения нет.
Естественно, что подобное изменение состояния основной фазы (т. е. феррита),
когда углерод в ней связан с дислокациями и значительное его количество на-
ходится в микротрещинах, резко снижает ресурс пластичности стали и в конечном
счете предельно достижимое упрочнение.
*1 По Ж. Фриделю [41], энергия взаимодействия пары атом углерода —
краевая дислокация 0,5—1,0 эВ.
2 Полушкин Ю. А. Влияние пластической деформации и термической обра-
ботки на распределение углерода в перлитной стали. Автореф. канд. дис.
Киев. 1980.
46
Степень деформации ,°/о
Рис. 15. Кривые изменения
предела прочности проволо-
ки из стали У9 при холодной
деформации волочением (на-
чальный диаметр проволок
5,5 мм) [42]:
1 — патентированная; 2 —
отожженная на зернистый
перлит; — начальный
диаметр; — конечный
Интересно, что последующая холодная пластическая деформация стали
с исходной структурой — зернистым или грубопластинчатым перлитом не вызы-
вает распада цементита, поскольку при этом на межфазовых поверхностях в дан-
ном случае не происходит значительного роста плотности дислокаций \ Известно,
что и упрочнение стали с подобной структурой также значительно меньше, чем
со структурой тонкопластинчатого перлита (сорбита). По данным работы [42],
электронно-микроскопическое изучение структуры стали со структурой зерни-
стого цементита показывает, что после небольших обжатий форма частиц карби-
дов не изменяется, но после значительных деформаций они имеют эллиптическую
форму и наблюдаются разрушения отдельных глобулей, а также разрывы на меж-
фазной границе феррит—цементит в виде микро-
трещин, что и является показателем исчерпания
запаса пластичности, необходимого для достижения
высокого упрочнения при больших обжатиях.
На рис. 15 показано, что действительно степень
упрочнения стали со структурой зернистого пер-
лита существенно меньше, чем со структурой плас-
тинчатого сорбита, особенно после больших обжа-
тий. По мнению авторов работы [431, это раз-
личие связано с неодинаковыми условиями фор-
мирования дислокационной субструктуры. В про-
цессе деформации стали со структурой зернистого
цементита дислокации, встречающие при своем
движении частицы карбидов, концентрируются
около них или проходят между близко располо-
женными частицами, оставляя дислокационные
кольца. В случае больших расстояний между гло-
булями цементита дислокации проходят свободно
и тормозятся в основном у границ зерен. В итоге
субструктура такой стали характеризуется неодно-
родным распределением дислокаций, а отсюда и
невысоким упрочнением вплоть до исчерпания
пластичности.
В стали со структурой пластинчатого сорбита
дислокации образуют достаточно равномерную
ячеистую субструктуру и однородную текстуру
в ферритных пластинках, что и определяет высо-
кое упрочнение стали.
Поскольку степень распада цементита стали со структурой тонкопластин-
чатого перлита (сорбита) определяет запас пластичности, а следовательно, и ко-,
нечный уровень упрочнения и весь комплекс свойств после деформации, на эту
степень распада можно оказать влияние путем соответствующего легирования,-
позволяющего изменить указанный выше баланс между энергией связи атомов
углерода с дислокациями в феррите и с атомами металлов в решетке цементита.
Детальное изучение влияния легирующих элементов на распад цементита
в процессе холодной пластической деформации стали показало [44], что хотя
никель и кобальт понижают термодинамическую устойчивость цементита, в то
же время снижая энергию связи атомов углерода с дислокациями в феррите,
они, особенно никель, уменьшают степень распада цементита. Введение марганца
усиливает распад цементита из-за роста сил связи атомов углерода с дислока-
циями в феррите, тогда как устойчивость цементита при таком легировании почти
не изменяется. Кремний уменьшает устойчивость цементита и силы связи атомов
углерода с дислокациями в феррите, поэтому его влияние на степень распада
цементита в процессе деформации очень слабое. Такие сильные карбидообразу-
ющие элементы, как ванадий и молибден, влияют различно. В частности, молиб-
ден хотя и увеличивает устойчивость цементита, в тоже время еще более сильно
1 Предполагается, что для распада цементита с переходом атомов углерода
в феррит необходимо прежде всего возникновение повышенной плотности дис-
локаций в цементите и на его границе с ферритом.
47
повышает энергию связи атомов углерода с дислокациями, и поэтому степень
распада цементита в процессе деформации растет. Введение ванадия в сталь 3
повышает устойчивость цементита, но в отличие от молибдена ослабляет связи ;
атомов углерода с дислокациями в феррите, поэтому степень распада цементита ?
в первой стали при деформации убывает. J
По данным измерения внутреннего трения [45] и его амплитудной зависи-
мости [46] энергия связи Ес атомов углерода с дислокациями при легировании
различными элементами составляет:
Ес, эВ ...................... 0,39 0,2 0,55 1,85 0,71 1,86
Содержание элемента, % (ат.) . . 5 Со 5 Ni 2,7 Si 1 Мп 0,14 V 0,5 Мо
На основе этих данных разработана сталь, легированная кобальтом и ни-
келем (100К7Н1), на которой из-за большего запаса пластичности (поскольку
в ней очень мала степень распада цементита при деформации) удалось получить
высокую прочность (ов > 3500 МПа) на проволоке диаметром 0,8 мм и доста-
точно повышенную теплостойкость х.
Таким образом, вопрос об изменении энергии связи атомов углерода с дисло- •
нациями в феррите и с атомами металлов в цементите имеет не только важное
научное, но и техническое значение.
Состав, структура и свойства патентированной пружинной
стали. Величина упрочнения, достигаемого в результате дефор-
мационного наклепа, зависит от состава стали, технологии пред-
варительной термической обработки, условий деформации и, на-
конец, окончательной термической обработки.
Для получения высокопрочной проволоки (обычно диаметром
до 6—8 мм) из патентированной стали содержание углерода в ней
должно находиться в пределах 0,4—1 %. Так, наиболее высоко-
прочную проволоку I класса изготовляют из сталей У7А, У8А,
У9А, проволоку II — ПА классов, обладающую повышенной
прочностью, —из стали 65Г, а III класса —из стали 45
(ГОСТ 9289—78).
Проволоку I, II и ПА классов используют главным образом
для изготовления винтовых цилиндрических пружин сжатия и
растяжения как одножильных, так и многожильных, работаю-
щих в условиях статического или циклического нагружения.
Из проволоки III класса вследствие ее пониженной прочности
сравнительно редко изготовляют пружины, а если и изготовляют,
то слабонагружаемые.
Чем выше содержание углерода в стали, тем выше прочность
после патентирования и последующей холодной пластической де-
формации, пластичность в этом случае снижается лишь в очень
слабой степени.
К. Д. Потемкин показал, что при повышении содержания угле-
рода от 0,9 до 1,2 % предел прочности при равном обжатии
(около 94 %) возрастает от 2670 до 2970 МПа при практически
неизменных характеристиках пластичности и вязкости. Именно
на стали с высоким содержанием углерода (примерно 1,2 %)
1 Гриднев В. И., Гаврилюк В. Г., Мешков Ю. И-, Прокопенко В. Г., Ру-
дой А. П. и др. Авт. свид. № 472161. — «Бюл изобр. и тов. знаков», 1975, № 20,
с. 14.
48
при волочении с высокой степенью обжатия удалось получить пре-
дел прочности около 5000 МПа.
Легированные пружинные стали сравнительно редко подвер-
гают упрочнению путем патентирования и последующей холодной
пластической деформации из-за трудности выполнения этих опе-
раций. Прежде всего продолжительность патентирования возра-
стает вследствие замедления процесса превращения переохлаж-
денного аустенита в области перлитного интервала и возможности
образования при охлаждении из нераспавшегося аустенита бей-
нита или даже мартенсита. Неоднородность получаемой таким об-
разом структуры при пониженной пластичности некоторых струк-
турных составляющих (в частности, мартенсита) ухудшает дефор-
мируемость стали. Это ухудшение может быть также результатом
легирования твердого раствора. Поэтому в процессе волочения
tie удается достичь таких же высоких степеней обжатия, как
в случае углеродистой стали и получения соответственно высокого
деформационного упрочнения. Однако разработан процесс ступен-
чатого патентирования 1 [47], который позволяет резко ускорить
протекание перлитного превращения. Таким образом устраняется
основная трудность осуществления патентирования легированных
сталей. Еще недостаточно изучен вопрос о рациональном легиро-
вании пружинной стали, подвергаемой патентированию и по-
следующему деформационному упрочнению. В частности, систе-
матически не изучалось влияние легирующих элементов на основ-
ные свойства пружинной стали — предел упругости и релакса-
ционную стойкость.
Введение некоторых легирующих элементов, в частности мар-
ганца, все же целесообразно, поскольку в присутствии 0,8—1 % Мп,
во-первых, устраняется возможность образования грубодифферен-
цированных структур в процессе охлаждения проволоки от тем-
пературы аустенитизации до температур перлитного превраще-
ния, во-вторых, как показано^М. Д. Перкасом, измельчается суб-
структура и по данным автора, О. Н. Мещериновой и др., повы-
шается предел упругости.
В работах В. Я. Зубова и К. Н. Соколова отмечается благо-
приятное влияние титана и ванадия, а в работе [48] — повышение
релаксационной стойкости, особенно при повышенной темпера-
туре, в результате введения кремния, марганца и кобальта.
Легирование кремнием способствует повышению сопротивле-
ния малым пластическим деформациям и релаксационной стойкости
деформированной стали, поскольку он очень сильно снижает
энергию дефекта упаковки (ЭДУ). Так, в железе с 3 % Si ЭДУ
составляет 0,3—0,4 (10-5) Дж/см2 вместо 2—3 (10-5) Дж/см2 в чи-
стом железе. С ростом расщепления дислокаций уменьшается их
подвижность и особенно способность к поперечному скольжению,
1 Чупракова Н. В. Исследование структуры и свойств холоднотянутой сталь-
ной проволоки и ленты. Автореф. канд. дис. Свердловск, 1974.
49
что и обеспечивает улучшение указанных ранее основных свойств
пружинных сталей.
Несомненный интерес представляет также добавка в сталь ко-
бальта, поскольку при этом повышается дисперсность феррито-
карбидной структуры, образующейся при патентировании, и, что
весьма важно, ускоряется эвтектоидное превращение. Как пока-
зано В. Я. Зубовым и В. Р. Баразом, в результате введения 2—
4 % Со в стали с 0,7—0,8 % С возрастает упрочнение в результате
патентирования и последующей холодной пластической деформа-
ции. Этот прирост предела прочности при равной пластичности со-
ставляет 380—480 МПа. Совместное легирование стали кобальтом
и кремнием (70К2С) или кобальтом и марганцем (70К4Г), по дан-
ным В. Я. Зубова и В. Р. Бараза, позволяет при равной прочности
со сталью, легированной только кобальтом (70К4), повысить пла-
стичность после патентирования.
Как было отмечено ранее, при введении кобальта и никеля
резко уменьшается степень распада цементита в процессе волоче-
ния и тем самым сохраняется высокий запас пластичности, а от-
сюда и возможность достижения высоких обжатий при волочении
и соответственно получения высокопрочной проволоки.
В настоящее время в промышленности применяются легирован-
ные стали двух марок: 70С2ХА и 65Г. Разработана технология
изготовления патентированной проволоки и ленты из сталей
ЭИ722 (70СЗХМВА) и 50ХФА обладающих, как показано
В. Я. Зубовым, С. В. Грачевым и Т. А. Поповой, повышенной
устойчивостью против отпуска и релаксационной стойкостью (осо-
бенно 70СЗХМВА) при нормальной температуре и при нагреве * 2.
Влияние патентирования на структуру и свойства стали.
Процесс патентирования, сущность которого была впервые уста-
новлена С. С. Штейнбергом, заключается в нагреве стали до тем-
ператур, соответствующих аустенитному состоянию, и охлаждении
в расплавленных свинце или соли или в кипящем слое, которые ох-
лаждают сталь до температур, соответствующих превращению
переохлажденного аустенита в структуру типа тонкопластинча-
того перлита (сорбита) при толщине пластинок цементита 10 —
40 нм и феррита 60—200 нм [49]. Такая структура обеспечивает
возможность достижения высоких степеней обжатия при после-
*х Режим патентирования стали 70С2ХА: температура аустенитизации
900 °C, температура переохлаждающей ванны 650 °C, продолжительность вы-
держки 5 мин. Режим патентирования стали 50ХФА: температура аустенитиза-
ции 860 °C, температура переохлаждающей ванны 620—630 °C, продолжитель-
ность выдержки 3 мин. После патентирования эти стали обладают достаточно
высоким запасом пластичности, который обеспечивает возможность осуществле-
ния значительной холодной пластической деформации. Однако патентирование
этих сталей встречает определенные технологические трудности из-за того, что
не могут быть использованы селитровые ванны.
2 Попова Т. А. Влияние состава, исходной структуры и метода обработки
на механические и релаксационные свойства пружинной проволоки, ленты и
пружин. Автореф. канд. дис, Свердловск, 1969,
50
дующей холодной пластической деформации, особенно когда пла-
стинки цементита в разных зернах сорбита после патентирования
имеют общую ориентировку (текстура избыточных фаз), как это,
в частности, происходит в процессе электротермической или
электротермомеханической обработки. Тонкопластинчатый сор-
бит (X = 2004-100 нм) в отличие от пластинчатого перлита (X =
= 4004-500 нм), получаемого при отжиге или нормализации, ха-
рактеризуется склонностью не только к высокому упрочнению
в результате деформации, но и к сохранению при этом повышенной
пластичности и вязкости. В стали со структурой грубодифферен-
цированного пластинчатого перлита (X 600 4-700 нм) даже при
значительно меньших обжатиях, чем в случае патентированной
стали, происходит изгиб и разрушение цементитных пластинок.
Это уменьшает рост упрочнения и, что наиболее существенно, сни-
жает пластичность или, точнее, деформируемость стали.
Сталь, подвергаемую патентированию, нагревают в проход-
ных муфельных печах 1 с мазутным, газовым или электрическим
обогревом, а также электроконтактным методом. Температуру на-
грева /н углеродистой стали в печи можно вычислить из соотно-
шения: /н = 900 —50 С + 10 D, где D —диаметр проволоки,
мм; С—содержание углерода, %.
Минимальное время пребывания заготовки в печи К. Д. По-
темкин рекомендует принимать равным rmin =30 + 5 D2 для
проволоки диаметром <5 мм и rmin = 30 + 5 (D/2) D2 для про-
волоки диаметром >5 мм.
Температура и время нагрева для патентирования легирован-
ной стали, естественно, отличаются от принятых для углеродистой.
Для получения высокого упрочнения в результате последую-
щей холодной пластической деформации необходимо обеспечить
достаточно равномерное строение сорбитной структуры, что обус-
ловливает повышенную пластичность и деформируемость стали и,
следовательно, возможность применения высоких обжатий. Это
осуществимо только в том случае, когда аустенит, образующийся
при нагреве, достаточно однороден по концентрации углерода.
Именно поэтому температура нагрева для патентирования превы-
шает принятую для обычных процессов термической обработки
несмотря на происходящий при этом рост зерна (рис. 16). Кроме
того, в ряде случаев до патентирования для получения более одно-
родной структуры выполняют высокотемпературную нормализа-
цию, например, по данным К. Д. Потемкина, для стали У9А
при 1050 °C, 15 мин. После такой термической обработки растет
пластичность, и поэтому можно интенсифицировать процесс воло-
чения. Важно, что после волочения патентированная сталь У9А,
1 Лучшие результаты, по данным работы [50] и опыту Ленинградского ста-
лепрокатного завода, дает нагрев в безмуфельных печах с двухстадийным сжига-
нием топлива. В этом случае величина обезуглероженного и окисленного слоя
оказывается заметно меньше, чем в обычных муфельных печах. Это приводит
к улучшению свойств проволоки.
51
подвергнутая предварительной нормализации, при практически
одинаковой прочности с обычно обработанной, т. е. без нормализа-
ции характеризуется значительно более высокими пластичностью,
и вязкостью. Кроме того, применение подобной предварительной
нормализации почти вдвое повышает циклическую прочность,
оцениваемую по числу циклов до разрушения, т. е. по живу-
чести проволоки, что связано с ростом как прочности, так и
Температура аустенитизации, °C
Рис. 16. Влияние темпера-
туры нагрева и изотермичес-
кой выдержки на величину
зерна (а), на величину меж-
пластиночного расстояния
(б) и уровень прочности (в).
Цифры на кривых — размер
зерна, мкм.
720 680 6U0 600 560 520
Температура превращения, °C
вязкости. Циклическая прочность, как указывает К. Д. Потем-
кин, будет высокой и в том случае, если после высокотемператур-
ной нормализации выполнить холодную пластическую деформа-
цию, а затем уже обычное патентирование и волочение.
Другой путь улучшения прочностных свойств патентирован-
ной стали — применение высокотемпературного (при 970—1050 °C)
и сверхвысокотемпературного (1100—1180 °C) нагрева, что также
позволяет повысить однородность структуры после патентиро-
вания и использовать сталь У12А вместо У9А.
Дополнительное повышение некоторых механических свойств
патентированной пружинной стали может быть достигнуто в ре-
зультате изменения способа нагрева — перехода от печного к элек-
троконтактному. Поданным Л. А. Красильникова и А. Г. Лысенко,
электроконтактный нагрев, нашедший промышленное применение,
52
дает значительные технико-экономические преимущества: установ-
ки для патентирования с непосредственным электронагревом по
сравнению с печами сокращают продолжительность нагрева,
обеспечивают высокий к. п. д., занимают меньшую производствен-
ную площадь, позволяют создать единый поток с оборудованием
для подготовки проволоки к волочению; кроме того, в них легче
создать защитную среду для нагрева. Применение электронагрева
благодаря измельчению зерна и субструктуры, а также неодно-
родному распределению углерода в аустените примерно в 1,5 раза
ускоряет его превращение в патентировочной ванне и тем самым
сокращает время осуществления всей операции. Кроме того, при
использовании электронагрева устраняется подстуживание про-
волоки на пути ее из печи нагрева в ванну.
Используя электронагрев, регулируя скорость и температуру
нагрева, можно получить аустенит различной степени однород-
ности, которая зависит также от исходной структуры.
Однако применение электроконтактного нагрева связано с оп-
ределенными трудностями, связанными с влиянием «искрения»
в местах контакта проволоки с токоподводами, что может приво-
дить к получению неоднородной структуры после такого патенти-
рования.
Механические свойства стали после патентирования с электро-
контактным нагревом, как показано упомянутыми выше авторами
на примере стали У9А, не уступают достигнутым при обычном
печном нагреве. Кроме того, прочность на разрыв проволоки с уз-
лом, характеризующая вязкость стали, после электроконтактного
нагрева при 1000 °C со скоростью 1100 °С/с выше. Более высокие
значения имеет и усталостная прочность. Применение электро-
контактного нагрева также повышает стабильность свойств и их
равномерность в пределах бунта и партий металла.
Если создать определенную аксиальную ориентированность
исходной пластинчатой сорбитной структуры, например путем
холодной пластической деформации, то в результате последую-
щего скоростного электроконтактного нагрева (электротермиче-
ская обработка) можно получить аустенит с такой же ориентиро-
ванной концентрационной неоднородностью, распад которого
в патентировочной ванне, как показано в работе [50], приводит
к возникновению сорбита с ориентированным расположением вдоль
оси проволоки цементитных пластинок. Эта ориентированность
структуры сорбита способствует более равномерному развитию
процессов пластической деформации, что позволяет достичь
высоких степеней обжатия, а потому и высокого равномерного
упрочнения при последующем холодном волочении.
Как было указано, структура проволоки после патентирования
должна быть равномерной сорбитной по всему сечению. При выборе
температуры превращения переохлажденного аустенита в верх-
нем интервале учитывают, что с ее понижением упрочнение стали
сначала растет, что связано с уменьшением межпластиночного
53
Таблица з рекомендуемые температуры нагрева
(ЧИСЛИТЕЛЬ) И ОХЛАЖДЕНИЯ (ЗНАМЕНАТЕЛЬ)
ПРИ ПАТЕНТИРОВАНИИ (И. А. ЮХВЕЦ)
Содержание углерода, в стали, % Температура нагрева, СС, при диаметре проволоки, мм
1 2 3 4 5 6
0,30 895/495 905/480 915/465 925/450 935/435 945/420
0,40 890/500 900/485 910/470 920/455 930/440 940/425
0,50 885/505 895/490 905/475 915/460 925/445 935/430
0,60 880/510 890/495 900/480 910/465 920/450 930/435
0,70 875/515 885/500 895/485 905/470 915/455 925/440
0,80 870/520 880/505 890/495 900/480 910/465 920/450
0,90 865/530 875/515 885/500 895/485 905/470 915/455
1,00 860/535 870/520 880/505 890/490 900/475 910/460
расстояния 1 (рис. 16), а затем снижается при достижении темпера-
турной области, соответствующей началу образования верхнего
бейнита. Размеры перлитных колоний хотя и влияют на упрочне-
ние стали, но их изменение в зависимости от температуры превра-
щения весьма невелико. После холодной пластической дефор-
мации сталь приобретает максимальное упрочнение только в том
случае, если температура превращения переохлажденного аусте-
нита в структуры эвтектоидного типа также обеспечивает достиже-
ние наибольшего упрочнения. Оптимальная температура изотер-
мического превращения аустенита при патентировании зависит
от состава стали, в частности от содержания углерода и диа-
метра проволоки. С ростом содержания углерода температура па-
тентирования повышается (табл. 3). С увеличением диаметра про-
волоки вследствие замедленного охлаждения и локального повы-
шения температуры ванны в месте входа в нее проволоки возни-
кает все возрастающая опасность распада аустенита при охлажде-
нии в области температур, соответствующих образованию грубо-
дифференцированных структур. Это ухудшает весь комплекс меха-
нических свойств после патентирования и дальнейшего волоче-
ния. Поэтому чем больше диаметр проволоки, тем ниже темпера-
туры патентировочных ванн. Продолжительность выдержки при
патентировании определяется скоростью отвода тепла от прово-
локи в глубь ванны и временем распада переохлажденного аусте-
нита, причем указанная выдержка зависит от диаметра проволоки
и в меньшей степени —от состава углеродистой стали.
Патентирование производят в соляных ваннах, а в последнее
время —также и в кипящем слое. Охлаждающая способность
расплавленной соли тем выше, чем ниже ее температура. Увеличе-
ние ее охлаждающей способности может быть также достигнуто
1 Как показано в работе [52], с ростом содержания углерода в стали меж-
пластиночное расстояние при данной температуре превращения уменьшается.
54
повышением скорости перемещения проволоки в ванне или при
движении расплава, но последнее требует применения сложного
и дорогостоящего оборудования. Можно, наконец, выполнять и
двухступенчатое охлаждение проволоки —сначала в низкотем-
пературной ванне для переохлаждения аустенита, а затем в более
высокотемпературной —для его изотермического превращения.
Однако если распад аустенита частично произойдет в первой ванне,
Рис. 17, Кинетические кривые изотермического распада пере-
охлажденного аустенита, полученные магнитометрическим ме-
тодом при обычном (сплошные линии) и ступенчатом (штрихо-
вые) патентировании легированных сталей типа:
а - 70С2ХГ; б - 60С2ХГФК2; в - 60С2ХГФ; г — 50С2ХГ
£47]
то структура стали окажется неоднородной и пластичность будет
сниженной. К этому процессу близко по осуществлению, но от-
лично по физической сущности так называемое ступенчатое патен-
тирование, предложенное В. Я. Зубовым еще в 1939 г. В этом слу-
чае проволока резко переохлаждается до температуры несколько
выше мартенситной точки с выдержкой, не вызывающей еще на-
чала промежуточного превращения, а затем ее переносят в среду,
температура которой соответствует области перлитного превра-
щения, где и происходит образование сорбитной структуры. Было
доказано, что подобное ступенчатое патентирование резко сокра-
щает продолжительность инкубационного периода и ускоряет
процесс распада. В углеродистой стали У7 процесс распада за-
вершается за 2 с, а его кинетика при 550 °C носит, по данным
Н, В, Чупраковой, «взрывной» характер. При этом структура
55
ТАБЛИЦА 4. РЕЖИМЫ СТУПЕНЧАТОГО ПАТЕНТИРОВАНИЯ
И СВОЙСТВА ПРОВОЛОКИ ИЗ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ [471
Тип стали Режим первой ступени Время выдерж- ки на второй ступени, с Свойства проволоки
°C Время выдерж- ки, с %- МПа 6. % Ф, % Число гибов
50С2ХГ 320 10 5 1088 8 55 10
— — 10 1010 9 56 8
60С2ХГФ 320 10 5 1245 8 58 5
— — 10 1128 6 47 7
60С2ХГФК2 320 10 3 1314 7,5 47 8
— — 5 1294 9 48 8
70С2ХГ 320 10 1 1157 8 45 10
— — 3 1137 8 48 10
Прим е ч а н и я: 1. Температура мартенситной точки указанных сталей состав-
ляет 250—310 °C.
2. Режим аустенитизации: t — 950 °C; т = 10 мин.
3. Вторая ступень при 600 °C для всех сталей.
4. Сталь 50С2ХГ содержит 0,48% С; 0,79% Мп; 1,37% Si; 0,87% Cr; сталь 60С2ХГФ
содержит 0,57% С; 0,65% Мп; 1,50% Si; 0,68% Cr; 0,12% V; сталь 60С2ХГФК2 со-
держит 0,58% С; 0,68% Мп; 1,56% Si; 0,59% Cr; 0,12% V; 1,8% Cr; сталь 70С2ХГ со-
держит 0,68% С; 0,61% Мп; 1,66% Si; 0,23% Cr.
сорбита после ступенчатого патентирования отличается большей
дисперсностью, чем после обычного. В легированной стали ступен-
чатый процесс также сильно ускоряет распад переохлажденного
,_____________________________ аустенита (рис. 17) [47 ]. В табл. 4
7 2 3 9 5 67 910 20 90 60
приведены режимы патентиро-
вания и свойства проволоки из
легированной стали. Уровень
свойств этих сталей практически
такой же, как и высокоуглеро-
дистой стали после патентиро-
вания.
Это ускорение перлитного
превращения в случае ступен-
чатого патентирования [47 ]
объясняют образованием в про-
Рис. 18. Температурно-временная диаграм- ЦСССС ПСрВОЙ СТуПСНИ боЛЬШОГО
ма распада переохлажденного аустенита КОЛИЧеСТВЗ Сегрегаций уГЛерОДЗ
стали 60 при выдержке , на воздухе [53 J: Л- л _
1 — начало распада; 2 — конец распада В ауСТСНИТе. КрОМе ТОГО, ПрИ
охлаждений до этой темпера-
туры может образоваться мар-
тенсит, претерпевающий отпуск с образованием карбидов.
Частицы карбидов и сегрегаций оказывают зародышевое дей-
ствие на развитие превращений на второй ступени. Значи-
тельный научный и технический интерес представляет процесс
скоростного электропатентирования, предложенный В. Н. Грид-
невым, Ю. Я. Мешковым, Д. И, Никоненко и Н. Ф. Чер-
йейко [531. В этом случае сталь сначала нагревается до 950—
1000 °C с выдержкой 1,5—2 с, а затем охлаждается в специальном
спрейере в воде или масле до температуры на 100—150 °C (ли-
ния I) выше мартенситной точки (для углеродистых сталей до 300 —
450 °C), а затем быстро нагревается до температуры перлитного
превращения (550—650 °C) пропусканием электрического тока
(электроподогрев) и далее охлаждается на воздухе или в воде.
При этом распад переохлажденного аустенита (рис. 18) проте-
кает в углеродистой или низколегированной стали практически
мгновенно (0,5—1 с). Быстрое охлаждение на начальном этапе
этого процесса скоростного электропатентирования (СЭП) устра-
няет возможность выделения избыточных фаз (феррита) и создает
равномерность распада по сечению.
Природу обнаруженного ускорения процесса перлитного пре-
вращения при электроподогреве связывают, как и при ступенча-
том патентировании, с реализацией повышенного числа зароды-
шей, которые возникли либо при температуре первого переохлаж-
дения, либо (и) во время нагрева. Сталь 60 после скоростного
электропатентирования по режиму: аустенитизация при 950 —
980 °C, переохлаждение до 400—450 °C, повторный нагрев до 480 —
500 °C характеризуется пределом прочности 1098—1137 МПа, не
отличающимся от обычного патентирования.
Рассмотрим особенности режима СЭП и уровень полученных
свойств по сравнению с обычным патентированием г:
Сталь.................................... 60 55:1 65Г *1 60 *2 65Г *2
Скорость термической обработки, м/мин 40 40 8,2 8,2
Диаметр заготовки, мм * . 4,0 4,1 4,0 4,1
Предел прочности заготов-
ки оь, МПа.............. 1050—1100 1020—1080 1050—1120 1000—1080
Суммарное обжатие при во-
лочении, %.............. 80,4 80,4 80,4 80,4
Диаметр готовой проволо-
ки, мм.................. 1,80 1,80 1,80 1,80
Предел прочности проволо-
ки оь, МПа................ 1690—1780 1630—1750 1720—1820 1810—1840
Число гибов............. 12—15 14—18 17—20 14—19
Число скручиваний .... 25—41 30—48 30—48 28—46
*1 Скоростное электропатентирование сталей.
*2 Обычное патентирование сталей.
Таким образом, процесс СЭП позволяет повысить производи-
тельность труда и улучшить его санитарно-гигиенические условия
практически при равном с обычным патентированием уровне до-
стигаемых свойств как после патентирования, так и при последую-
щей холодной пластической деформации.
1 Никоненко Д. И. Разработка и исследование процессов скоростной элек-
тротермической обработки катаных сталей. Автореф. канд. дис. Киев, 1978.
57
Как показано В. Я. Зубовым, А. П. Баскаковым и В. Гра-
чевым, весьма перспективно применение для охлаждения при
патентировании кипящего (псевдоожиженного) слоя. Охлаждаю-
щая способность этой среды при равных температурах намного
меньше, чем расплавленной соли, но благодаря более низким тем-
пературам ее нагрева и турбулентному движению можно получить
скорость охлаждения, соответствующую практически изотермиче-
скому превращению аустенита в тонкопластинчатый сорбит.
Кроме того, в случае кипящего слоя не наблюдается местного разо-
грева, который в селитровых ваннах при патентировании прово-
локи большого диаметра (7 мм) достигает 50—60 °C. Таким обра-
зом, практически устраняется неизотермичность превращения.
В результате появляется возможность проводить патентирование
проволоки большого диаметра, что расширяет сортамент высоко-
прочной проволоки. В частности, в работе В. Я. Зубова, А. П. Бас-
какова и С. В. Грачева указывается на патентирование в кипящем
слое проволоки из стали 70С2ХА диаметром 8 мм и из стали 60С2
диаметром 12 мм. После охлаждения в кипящем слое механические
свойства стали не только не уступают свойствам, получаемым после
патентирования в селитре, но даже превосходят их.
Этот вывод подтвержден не только лабораторными, но и завод-
скими данными на полупромышленной установке Белорецкого
сталепроволочного комбината. Патентированию подвергали стали
78А, 79А и ВК70 (0,69 % С; 0,47 % Мп и 0,28 % Si). Проволоку
в этой установке нагревали в электропечи до 920—930 °C, а затем
охлаждали в кипящем слое, состоящем из частиц электрокорунда
диаметром 60 мкм, насыпанных на решетку слоем в 250 мм и при-
веденным в движение воздухом давлением 68 МПа.
Свойства стали У8А (проволока диаметром 5,2 мм) после патен-
тирования в кипящем слое с температурой 60 °C при скорости дви-
жения проволоки 1,5 м/мин были следующие: ов = 13004-
Н-1340 МПа, 6 = 6%игр = 32%,а после патентирования в се-
литровой ванне (480 °C). ов = 12404-1250 МПа, 6 = 6%; гр =
= 25%.
После холодного волочения предварительно патентированной
в кипящем слое проволоки на диаметр 2 мм (обжатие 85,2 %
за 10 проходов) ее свойства достигли следующих значений: ов =
= 2400 МПа, число перегибов 10 и число скручиваний 30—33.
После аналогичной деформации проволока, предварительно
патентированная в селитровой ванне, имела более низкие свойства:
сгв = 2170 -т-2190 МПа, число перегибов 10—12, число скручива-
ний 33—40. Сравнение свойств проволоки из стали У9А после
патентирования в кипящем слое и в свинцовой ванне также пока-
зывает несомненные преимущества первого способа охлаждения.
Таким образом, после патентирования и после холодной пла-
стической деформации прочностные свойства стали опробованных
марок при использовании кипящего слоя выше, чем после патен-
тирования в обычных условиях, т. е. в ваннах. Если учесть улуч-
58
шение свойств стальной проволоки, уменьшение расхода солей,
устранение неизотермичности превращения, а также уменьшение
размеров производственных площадей, то преимущества патенти-
рования с применением кипящего слоя становятся вполне оче-
видными.
Структурные процессы, приводящие к получению той же струк-
туры сорбита, что и при обычном патентировании, могут быть до-
стигнуты в результате охлаждения переохлажденного аустенита
во время проведения электротермомеханической обработки (ЭТМО),
предложенной И. Н. Кидиным и А. Н. Маршалкиным х. При этом
Рис. 19. Зависимость предела выносливости при растяжении-
сжатии и при кручении проволоки диаметром 0,5 (а) и 1,5 мм
(б) из стали У8А от суммарной деформации (Л. А. Красильников)
способе обработки проволока сначала с большой скоростью
400 °С/с) нагревается электроконтактным методом до аустенит-
ного состояния, а затем в ручьевых валках деформируется (оп-
тимальная степень обжатия примерно 40 %) и охлаждается. Ско-
рость охлаждения за счет контакта с холодными валками на по-
верхности проволоки достигает 5000 °С/с, а в ее середине 1500 °С/с.
По выходе из валков температура по сечению выравнивается и до-
стигает 450—550 °C, т. е. соответствует области превращения
переохлажденного аустенита в сорбит, как и при обычном патен-
тировании. Однако скорость этого превращения в случае ЭТМО
выше, поскольку исходный аустенит был подвергнут пластической
деформации.
После патентирования в указанных условиях сталь обладает
более высокой прочностью (сгв = 1350 МПа), чем после обычного
патентирования (сгв = 980 МПа), поскольку получаемая струк-
тура сорбита более дисперсна, а его субструктура измельченная.
Кроме высокой дисперсности, структура сорбита характеризуется
определенной ориентацией цементитных пластин и аксиальной
текстурой феррита. В итоге сталь может быть подвергнута холод-
1 Кидин И. H.f Маршалкин А. Н. Авт. свид. № 179348. — «Бюл. изобр.
Промышл. образцы. Тов. знаки», 1966, № 5, с. 31.
59
ной пластической деформации с большим обжатием, чем после
обычного патентирования. После деформации с равным обжатием
(80 %) сталь, подвергнутая ЭТМО, приобрела прочность ов =
= 2640 МПа, тогда как после обычного патентирования ов =
= 166(ГМПа.
Влияние пластической деформации на структуру и свойства
патентированной стали. При] наклепе патентированной стали
С, %
Рис. 20. Влияние содержания углерода на релаксационную
стойкость стальной проволоки (Л. А. Красильников) при т0,
равном 588 МПа (/), 382 (II) и 0.9t0j()3 (III):
Температура испытаний, °C: 1 — 20; 2 — 150; 3 — 250; 4 —
350; 5 — 450; то — исходное напряжение; тр — релаксирован-
ное напряжение:
а — при равном пределе прочности; б — после равной суммар-
ной деформации (80 %)
резко возрастают предел прочности, число перегибов, число скру-
чиваний и поперечное сужение. Одновременно с ростом степени
обжатия и соответственно предела прочности увеличиваются
усталостная прочность стали (рис. 19), а также релаксационная
стойкость (рис. 20).
При этом чем выше содержание углерода, тем выше абсолют-
ная величина упрочнения и релаксационная стойкость при нор-
мальных температурах (рис. 20). Поданным Л. А. Красильникова,
чем выше температура испытаний, тем меньше концентрация угле-
рода в стали, обеспечивающая оптимальную релаксационную
стойкость.
Значения свойств, характеризующих пластичность 1 (попереч-
ное сужение) и вязкость стали, с ростом степени обжатия увеличи-
ваются лишь до обжатия 75—82 %, а затем снижаются. Это сни-
жение пластичности и вязкости, по данным К. Д. Потемкина,
1 Относительное удлинение проволоки снижается уже после первых обжатий.
60
объясняется возникновением очагов разрушения в результате дроб-
ления цементитных пластинок, расположенных в сильно упрочнен-
ной ферритной матрице, сниженная пластичность которой уже не
может компенсировать влияние этих крупных разрывов цементита.
При этом чем выше дисперсность сорбитной структуры, тем больше
и степень обжатия, соответствующая началу разрушения цементит-
ных пластинок и, следовательно, возникновению хрупкости.
Именное появлением хрупкости, которая часто локализуется в от-
дельных участках проволоки, вследствие местных перенапряжений
или неоднородностей структуры и затрудняется достижение очень
высоких обжатий (~90 %), при которых прочностные свойства
приобретают наиболее высокие значения. Для устранения этих
локальных участков К. Д. Потемкин рекомендует несколько раз
проводить кратковременный низкотемпературный отпуск (200—
300 °C, 5—15 мин) который повышает пластичность и вязкость 1
проволоки. Достижению высоких обжатий также способствует
применение до патентирования высокотемпературной нормализа-
ции или использование высокотемпературного и сверхвысокотемпе-
ратурного патентирования, а также теплого волочения. Кроме того,
достичь высоких степеней обжатия, а при равных обжатиях полу-
чить более высокое упрочнение, чем после обычного патентирова-
ния, можно, применяя электротермическую обработку (ЭТО),
разработанную И. Н. Кидиным, А. Н. Маршалкиным и Г. А. Про-
тасовым, по режиму: предварительная деформация с обжатием
60 %, патентирование со скоростным электронагревом (200 °С/с)
для получения аустенита, его превращение при 490 °C, а затем
холодное волочение с обжатием 77 %. На стали с 0,8 % С при
этом удалось достичь следующих свойств: ов = 2450 МПа, ф =
62 %, число гибов с перегибом 14, число скручиваний 35.
11осле обычного патентирования и волочения с обжатием 77 %
гой же стали свойства были ниже: сгв = 1960—2060 МПа, число
гибов с перегибом 10 и число скручиваний 28—34. Примерно тот же
эффект достигается и в результате патентирования в условиях
этмо.
Причина высокого упрочнения и достижения весьма высоких
степеней обжатия в результате ЭТО и ЭТМО связана с получением
после этих видов обработки ориентированной сорбитной струк-
туры, что способствует равномерной деформации при волочении.
Свойства патентированной стали после холодной деформации
зависят не только от величины общей или суммарной деформации,
по и от величины частных обжатий, т. е. деформации за один про-
ход при волочении. Чем меньше эти обжатия, тем медленнее
нарастает прочность, тем выше степень суммарной деформации,
при которых достигается оптимум механических свойств, и тем
1 Вязкость проволоки определяется по величине отношения разрушающей
и.ч грузки проволоки «с узлом» к разрушающей нагрузке гладкого отрезка той же
проволоки.
61
Расстояние от поверхностном
Рис. 21. Распределение осевых оста-
точных напряжений с?ост по радиусу
в проволоке диаметром 0,5 мм из
стали У8А, протянутой с обжа-
тиями, равными 90 % (/), 70 % (2)
и 50 % (5)
выше абсолютная величина этих свойств. От величины частных об-
жатий зависят и остаточные напряжения в патентированной про-
волоке после волочения. Так, по данным Л. А. Красильникова,
в случае патентированной стали У8А после частных обжатий
15—25 % осевые напряжения оказались растягивающими, а после
обжатий, равных 33 %,—сжимающими. Абсолютная величина
осевых остаточных напряжений тем выше, чем больше суммарная
степень обжатия (рис. 21) и чем
выше содержание углерода в стали
и ниже температуры изотермического :
превращения аустенита при патента- i
ровании. Эти остаточные напряжения
максимальны на поверхности и затем
сильно снижаются к центру прово-
локи (рис. 21). В большинстве слу- ;
чаев целесообразно, по данным
К. Д. Потемкина, назначать вели-
чину частных обжатий примерно
10—12 %, а для предотвращения
иногда появляющихся винтовых тре-
щин"’5—8 %. В процессе холодной
пластической деформации суще- <
ственно изменяются микроструктура
и субструктура стали. ।
В процессе деформации изменяется
ориентация зерен перлита, пластинки
цементита поворачиваются, уменьша- <
ется межпластиночное расстояние,
например с 100—200 до 60—70 нм, и
утоняются пластинки цементита
с 20—40 до 7—10 нм. Эти изме- ;
нения обнаружены после суммар-
ного обжатия 93 % Г. В. Курдю-
мовым, В. М. Кардонским и М. Д. Перкасом. Существенные изме-
нения претерпевает и субструктура стали. После патентирования
в ферритных пластинках дислокаций сравнительно немного, но
уже после небольшой деформации (~2 %) их плотность растет,
причем они концентрируются преимущественно в районе меж-
фазных границ. При степени деформации более 9 % в феррите воз-
никает четкая ячеистая субструктура, причем в ходе деформации
эти ячейки, стенки которых состоят из сложных сплетений дис-
локаций, вытягиваются вдоль оси проволоки. При обжатии более
80 % ячейки полностью ориентированы; чем больше степень об-
жатия, тем меньше размер ячеек. Если до деформации этот размер
составлял 75 нм, то после деформации с обжатием 64 % в направ-
лении, перпендикулярном оси волочения, стал равным 50 нм,
а после обжатия на 96 % — 20 нм. Кроме того, с ростом степени
обжатия, по данным упомянутых авторов, осложняется дислока-
62
I
i
ционная структура стенок — границ ячеек и растет степень ра-
зориентировки на этих границах, блокирующих движение дисло-
каций. Механизм пластической деформации цементита состоит
в скольжении в направлении, близком к плоскости его пластинок,
и образовании дислокационных барьеров из полудислокаций
(111), которые и являются причиной быстрого роста плотности дис-
локаций, причем накопление последних с вектором Бюргерса
1100] может вызвать образование трещин по плоскости (100)
в направлении [НО].
Все эти изменения характеристик структуры патентированной
стали при наклепе значительно больше, чем после предваритель-
ного отжига. Это различие в изменении субструктуры, зависящее
от исходной микро- и субструктуры, определяет и различную сте-
пень упрочнения патентированной и отожженной стали.
Возможности использования метода патентирования с после-
дующим деформационным упрочнением ограничены сечением
исходных заготовок. Вследствие неоднородной структуры, полу-
чаемой при патентировании заготовок больших сечений, при по-
следующей деформации быстро теряется пластичность, и поэтому
во избежание интенсивного образования или раскрытия трещин
должна быть уменьшена предельно допустимая степень обжатия и,
соответственно, снизиться уровень упрочнения. Кроме неоднород-
ности структуры, на потерю пластичности влияет и сама неодно-
родность протекания пластической деформации по сечению, что
приводит к росту растягивающих радиальных напряжений [54].
Авторы работы [54] считают целесообразным применять теплое
волочение или чередование холодного и теплого волочения, кото-
рое позволяет достичь не только более высокой предельной дефор-
мации, но и обеспечить повышенную релаксационную стойкость.
Одним из опасных дефектов высокопрочной проволоки, воз-
никающим в процессе волочения до больших обжатий, является
ее расслоение — образование продольной трещины, чему способ-
ствуют неоднородности распределения деформационных дефектов
строения и рост микроскольжений, напряжений 1 рода, под влия-
нием которых возникают микротрещины [55]. Эти изменения
структуры 1 приводят к значительному росту объема при волоче-
нии, который в своем изменении обнаруживает два максимума:
после обжатия 40—50 %, а затем при больших обжатиях (до 80 %),
когда не только интенсивно возрастает количество микротрещин,
ио даже могут наблюдаться полосные трещины. В итоге всех ука-
шипых изменений субструктуры и напряженного состояния при
высоких обжатиях возникает состояние «перенаклепа», характе-
ризующееся значительной хрупкостью, тем более что высокий
уровень микроискажений препятствует развитию процессов ре-
лаксации. Именно в связи с возникновением микротрещин, рас-
1 Вероятно, определенный вклад в увеличение объема вносит и распад це-
ментита с переходом атомов углерода в атмосферы на дислокациях.
63
Положенных аксиально относительно направления волочения,
резко снижается прочность проволоки в радиальном направле-
нии, и это приводит к расслоению, хотя прочность в продольном
направлении и увеличивается. Такая анизотропия упрочнения,
а также способность к релаксации напряжений и объясняют появ-
ление в изломах признаков анизотропного разрушения. Оно про-
является в том, что плоскость развития микротрещин ориентиро-
вана вдоль оси проволоки. Это и наблюдается в виде расслоения
в процессе испытаний проволоки на кручение. Для уменьшения
опасности расслоения рекомендуется 1) применять высокотем-
пературный нагрев (выше 1000 °C) при промежуточном патентиро-
вании во время металлургического передела, если до этого исполь-
зовались высокие суммарные обжатия, с тем чтобы при таком на-
греве прошли процессы залечивания деформационных дефектов
(микротрещин); 2) уменьшать суммарные степени обжатия при ме-
таллургическом переделе до 60 %; 3) повышать металлургическое
качество стали — снижать количество примесей; 4) применять по-
верхностную пластическую деформацию готовой проволоки.
Наконец, опасность расслоения проволоки уменьшается при
уменьшении содержания углерода, но тогда для достижения вы-
сокого упрочнения в качестве предварительной термической об-
работки следует применять новые технологические процессы.
Так, показано, что в случае применения скоростной электротер-
мической обработки, заключающейся в ступенчатой закалке и
отпуске при скорости нагрева 500 °C /с с последующим теплым
волочением или скоростного электропатентирования, можно полу-
чить нерасслаивающуюся проволоку, что очень важно.
В результате холодной пластической деформации патентиро-
ванная проволока приобретает значительные остаточные напряже-
ния. Влиянием этих напряжений можно отчасти объяснить не-
высокое значение предела упругости непосредственно после воло-
чения, который хотя и растет с увеличением степени обжатия, но
значительно медленнее, чем предел прочности. Указанное разли-
чие в изменении этих свойств свидетельствует о различном влиянии
структурного состояния стали на их рост.
Влияние отпуска 1 2 на структуру и свойства патентированной
стали. Отпуску подвергают главным образом готовые пружины
для снятия напряжений и повышения их предела упругости, ре-
лаксационной стойкости и усталостной прочности. Такой нагрев
способствует также стабилизации формы пружин.
Изменение свойств в зависимости от температуры отпуска по-
казано на рис. 22. В процессе отпуска до 200 °C предел прочности
повышается, хотя и в весьма малой степени. При более высоком
1 Меттус Г. С. Исследования физической природы расслоения высокопроч-
ной стальной проволоки. Автореф. канд. дис. Киев, 1974.
2 В известной мере процесс отпуска происходит за счет нагрева, возника-
ющего при волочении.
64
Нагреве Предел прочности снижается и тем интенсивнее, чём про-
должительнее отпуск (рис. 23). Характеристики пластичности —
относительное удлинение и число гибов с перегибом — возрастают
при нагреве до 300 °C, но с дальнейшим повышением температуры
они падают. Кроме того, отпуск, по данным работы [56], снижает
вязкость разрушения, но само разрушение остается внутризерен-
пым и представляет собой продольный срез. При повышенных
температурах отпуска изменение этих свойств,
Рис. 22. Влияние температуры отпуска
ни предел прочности при растяжении
(сплошные линии) и предел упругости
при кручении (штриховые) проволоки
диаметром 0,5 мм сталей У8А (/, 2);
60 (3); 65Г (4) и 70C2XA (5):
Частное обжатие, %:
1 — 25; 2 — 15; 3 — 5-18-20
по-видимому,
связано с разбиением тонких пла-
стинок цементита на цепочки коа-
гулированных частиц*
Наиболее важные изменения
свойств при отпуске — сильное
Рис. 23. Влияние продолжительности от-
пуска на предел прочности проволоки диа-
метром 0,5 мм из стали У8А при суммар-
ном обжатии 70 % (штриховые линии) и
90 % (сплошные) (Л. А. Красильников):
1 — 100 °C; 2 — 200; 3 — 300; 4 — 400;
5 — 500
повышение предела упругости (рис, 22), усталостной прочности
(рис. 24), релаксационной стойкости (рис. 25) и ползучести. При
wim обращает на себя внимание достаточно отчетливо выражен-
ная зависимость предела выносливости (рис. 24) и предела упру-
гости от продолжительности отпуска, причем последний проходит
через два максимума (рис. 26). Оба эти максимума достигаются
тем быстрее, чем выше температуры нагрева. Это свидетельствует
о том, что в основе изменений свойств при отпуске находятся тер-
мически активируемые процессы.
Относительно природы процессов, происходящих при отпуске
наклепанной стали и приводящих к повышению предела упругости,
к росту сопротивления ползучести, релаксационной стойкости и
уменьшению остаточной деформации пружин, существуют раз-
личные взгляды.
3 Рахштадт А. Г.
65
Согласно данйым работы [57], процессы, происходящие при
Отпуске патентированной стали с 0,75—0,81 % С, подвергнутой
холодному волочению, могут быть разделены на несколько стадий
в зависимости от температуры нагрева. При нагреве до 150 °C
происходит эффект деформационного старения, связанный с при-
сутствием в стали азота, хотя и в небольших количествах (1,5-4-
-4-12-10“3 %). При температурах 150—230 °C происходит [127]
частичное растворение наиболее тонких и дефектных пластинок
Fe3C и закрепление дислокаций атомами углерода, что приводит
Рис. 24. Влияние отпуска на усталостную прочность проволоки диаметром 0,5 мм из
Й стали У8А (Л. А. Красильников):
а влияние температуры отпуска; б — влияние продолжительности отпуска при тем-
пературах 200 (/), 300 (II) и 500 °C (III). Цифры на кривых — степень обжатия, %
к упрочнению (энергия активации этой стадии 117,6 кДж/моль).
Выше 230 °C происходит явление типа перестаривания, ведущее
к разупрочнению.
Д. Вильсон и Р. Рассел указывают, что увеличение предела
упругости при отпуске холоднодеформированной стали (энергия
активации 84—100,8 кДж/моль) является результатом образова-
ния атмосфер * 1 (сегрегаций) из внедренных атомов углерода и азота,
хотя энергия активации последнего процесса, по данным работы
[58], значительно меньше (52,5 кДж/моль). Таким образом,, рост
предела упругости при отпуске нельзя объяснить только образо-
ванием атмосфер из внедренных атомов. В процессе отпуска сильно
деформированной стали происходит преобразование сегрегаций
1 Показано, что в пластически деформированном железе с 0,05 % С пере-
группировка внедренных атомов углерода около возникших при деформирова-
нии дислокаций отмечается при температуре ниже 180 К. При 20 °C практически
насыщенные атмосферы вокруг дислокаций в деформированном технически чи-
стом железе образуются, по данным В. И. Саррака, за 60 мин, а при 60 °C — за
1 мин. Отсюда следует, что эти атмосферы, по-видимому, возникают уже в про-
цессе деформации при значительных степенях обжатия или вскоре после ее за-
вершения.
66
вокруг дислокаций и возникновение сначала нестабильных, а за-
тем более стабильных выделений, что соответствует деформацион-
ному старению, а также изменение плотности и распределение де-
фектов. Таким образом, величина энергии активации, соответст-
вующая достижению максимума предела упругости, характери-
Рис. 25. Влияние температуры отпуска на
релаксационную стойкость проволоки из
стали У8А при температурах испытания
150.. (а), 250 (б) и 350 °C (в):
1 — без отпуска; 2 — отпуск при 200 °C;
<7 — при 300 °C; 4 — при 400 °C; 5 — при
500 °C
зует не один, а несколько од-
новременно протекающих про-
цессов.
О протекании процесса де-
формационного старения пере-
сыщенного феррита, образовав-
шегося при патентировании,
свидетельствуют данные работ
В. И. Саррака и С. О. Суворо-
вой, а также работы [59]. Ста-
рение, по-видимому, вносит зна-
чительный вклад в прирост
Рис. 26. Зависимость предела упругости
патентированной и холоднодеформирован-
ной (плющенка) стали У10А от продолжи-
тельности отпуска т, мин, при 300 °C:
1 ~ а0,005; 2 ~ °0,002; 3 ~ а0,001
упрочнения в результате низкотемпературного отпуска. При
этом рост предела упругости в результате отпуска тем больше,
чем выше содержание углерода. Так, после равных степеней де-
формации этот прирост составляет 20 % у стали с 0,08 % С и 67 %
у стали с 0,75 % С. Указанное различие в приросте предела упру-
гости, как можно предполагать, связано с получением после де-
формации разной тонкой структуры с разной плотностью дислока?
ций. В высокоуглеродистой стали закрепление дислокаций, не-
смотря на их большую плотность, более полное, так как в этом про-
цессе участвует повышенное количество атомов углерода, пере-
шедших в a-твердый раствор при распаде цементита во время пла-
стической деформации, поскольку энергия связи атомов углерода
с ядром дислокаций больше, чем в молекуле цементита. Если
3* 67
учесть, что после больших обжатий плотность дислокаций в стали
очень высока (101 11—1012 см"2), то только в высокоуглеродистой
стали с малым межпластиночным расстоянием может достаточно
быстро и интенсивно пройти диффузия углерода для закрепления
всех или почти всех дислокаций.
Следует указать, что, кроме закрепления дислокаций при от-
пуске, происходит и их перестройка, что также вносит свой вклад
в величину упрочнения.
Применение метода измерения амплитудно-зависимого вну-
треннего трения к анализу процессов, происходящих в результате
даже кратковременного нагрева холоднодеформированной стали
при 300—400 °C, т. е. в районе роста предела упругости, показало,
что при этом происходит перестройка дислокаций по типу полиго-
низации х, а также закрепление дислокаций атомами примесей
внедрения и их сегрегациями. В связи с этим можно указать, что
низкотемпературный отжиг или отпуск холоднодеформированных
металлов дает тем больший прирост предела упругости, чем выше
содержание примесей, особенно внедренных атомов [60].
Таким образом, отпуск деформированной стали приводит к ро-
сту предела упругости вследствие изменения исходной тонкой
структуры (по типу полигонизации), но главным образом ввиду
образования сегрегаций из атомов углерода на дислокациях и
дисперсных частиц карбидов. Кроме указанных процессов, опре-
деленный вклад вносит и снятие остаточных напряжений. Эффект,
вносимый снятием напряжений, меньше, чем абсолютная величина
прироста предела упругости. Вместе с тем факт снятия напряжений
при отпуске, который может быть только результатом термически
активируемого сдвига, свидетельствует о возможности перерас-
пределения дислокаций и других дефектов кристаллического
строения. Таким образом, процесс снятия напряжений изменяет
тонкую структуру стали и поэтому также может оказывать опре-
деленное влияние на ее свойства.
Увеличение релаксационной стойкости холоднотянутой про-
волоки, максимум которой достигается при несколько более повы-
шенных температурах отпуска, чем максимум предела упругости,
объясняется не только ростом сопротивления малым пластическим
деформациям, но и общим повышением стабильности структуры.
В результате требуются большие флуктуации тепловой энергии
для активации релаксационных процессов — последействия (ми-
кроползучести) и релаксации напряжений..
Релаксационная стойкость патентированной и холоднотяну-
той стали при температурах до 150 °C тем выше, чем больше со-
держание углерода и степень суммарного обжатия. Поэтому для
1 С повышением содержания углерода температура начала полигонизации
повышается, но при сильном наклепе, как например в патентированной прово-
локе, она должна уменьшиться, и поэтому полигонизация будет наблюдаться
примерно в указанном районе температур.
68
изготовления пружин, работающих при этих температурах, реко»
мендуется применять сталь с содержанием углерода не менее 0,7—
0,8 % и после высоких степеней обжатия [48]. Однако при не-
сколько более высоких -температурах службы релаксационная
стойкость стали (при равной прочности) тем выше, чем ниже со-
держание углерода и меньше степень обжатия [48]. Причина этого
влияния углерода на релаксационную стойкость в различных тем-
пературных областях не установлена. Отпуск повышает релакса»
ционную стойкость патентированной и холоднотянутой стали и
в тем большей степени, чем выше его температура и продолжитель-
ность. Чем выше температура службы пружин, тем выше должна
быть и температура отпуска (см. рис. 24, 25). Однако есть данные,
которые показывают, что положительное влияние отпуска ограни-
чивается лишь областью температур, не превышающих 100 °C.
При температурах 100 °C или более высоких релаксационная
стойкость отпущенной стали ниже, чем неотпущенной. Хотя отпуск
патентированной стали повышает предел упругости и релак-
сационную стойкость, при его назначении следует учитывать, что
при этом иногда повышается хрупкость.
Итак, основное значение низкотемпературного отпуска состоит
в том, что он сильно увеличивает предел упругости, релаксацион-
ную стойкость и уменьшает деформацию ползучести. Кроме того,
одновременно повышается, хотя и в меньшей степени, предел вы-
носливости. При этом рост предела выносливости отмечается при
температурах отпуска примерно 300—350 °C (см. рис. 24), при
которых предел упругости не сохраняет практически максималь-
ное значение.
Режимы низкотемпературного отпуска пружин после навивки
колеблются в широких пределах Ч Поскольку процессы, повыша-
ющие предел упругости и релаксационную стойкость, являются
термически активируемыми, то более низкой температуре должна
соответствовать более продолжительная выдержка.
Для пружин из высокоуглеродистой стали могут быть рекомен-
дованы следующие режимы отпуска: нагрев до 175 °C с выдержкой
в течение 2 ч или до 220—300 °C, но с выдержкой 1 ч; 350 °C с вы-
держкой 15 мин или 450 °C с короткой выдержкой 5 с. Последний
режим очень эффективен.
Его использованию препятствуют лишь затруднения в регули-
ровании выдержки в случае отпуска пружин различного размера
пли при колебаниях массы садки.
Таким образом, в результате патентирования, деформационного
наклепа и низкотемпературного отпуска удается получить пру-
жины с высокими прочностными и упругими свойствами. Важным
1 В процессе отпуска пружин в свободном состоянии наблюдается заметное
изменение их формы. В частности, на спиральных пружинах отмечается рост
угла спирали. Это объясняется снятием напряжений как имевшихся в холодно-
тянутой проволоке, так и полученных при навивке.
69 *
преимуществом пружин из патентированной и холоднодеформи-
рованной стали является их повышенная вязкость, а главное —
усталостная прочность1 [61]. Поэтому патентированную и хо-
лоднодеформированную высокоуглеродистую сталь высокой проч-
ности, имеющую также пониженную склонность к хрупкому и
самопроизвольному замедленному разрушению, следует рекомен-
довать для изготовления тяжелонагруженных пружин преиму-
щественно из профилей малого сечения (толщиной или диаметром
до 1,5—2 мм). При больших конечных диаметрах проволоки не
удается обеспечить высокие степени обжатия, и поэтому механиче-
ские свойства в этих сечениях ниже и не превосходят получаемых
после обычной закалки и отпуска. Однако патентированную сталь
применяют и для изготовления пружин из проволоки больших
диаметров, если для них ограниченная выносливость, меньшая
склонность к замедленному разрушению или вязкость имеют ре-
шающее значение.
В то же время сталь, закаленная и отпущенная на равную проч-
ность с патентированной и наклепанной, имеет, по данным
В. Я. Зубова, более высокий предел упругости. Так, при ав =
= 1500 МПа предел упругости o0j00g стали (0,73 % С; 0,69 % Мп
и 0,22 % Si) после закалки и отпуска при 450 °C составляет
1010 МПа, а для патентированной и холоднотянутой стали после
отпуска при 400 °C в течение 10 мин су0,003 = 9 60 МПа.
При равном пределе упругости с деформированной стальной
проволокой сталь после закалки и отпуска обладает повышенной
релаксационной стойкостью и стабильностью упрочнения благо-
даря более равномерному упрочнению (равномерному распределе-
нию дислокаций) по объему при мартенситном превращении.
Однако при повышенных температурах релаксационная стойкость
стали после обоих видов упрочнения оказывается практически
одинаковой. Наиболее высокими релаксационной стойкостью и
пределом упругости характеризуется сталь, подвергнутая за-
калке и отпуску после предварительного патентирования и де-
формации.
При использовании патентированной и наклепанной стали
в виде ленты для изготовления плоских пружин следует учитывать,
что ее свойства, как и свойства любого другого холоднодеформи-
рованного металла, различны в разных направлениях. Так, по
данным Г. Крюгера, предел упругости, модуль упругости и плот-
ность энергии упругой деформации оказываются максимальными
в направлении поперек прокатки и имеют минимальное значение
в образцах, вырезанных под углом 30° к этому направлению.
Однако такие образцы имеют максимальную вязкость, а попереч-
ные — минимальную (рис. 27). Анизотропия упругих свойств де-
1 При равных значениях предела прочности предел выносливости патенти-
рованной стали ниже, чем закаленной и отпущенной, а ограниченная выносли-
вость в области высоких напряжений выше.
70
формированной стали после низкотемпературного отпуска должна
сильно уменьшаться. О возможности «сглаживания» анизотропии
свойств свидетельствуют данные, полученные при исследовании
многих деформированных сплавов твердых растворов [62].
Как показали данные работы И. Токио и Т. Киши, упрочненное
состояние стали, полученное в результате патентирования и по-
следующей холодной пластической деформации (прокатки), яв-
ляется нестабильным. Дополнительная холодная правка вызы-
вает довольно значительное разупрочнение. Так, у стали с 0,7—
0,8 % С предел текучести а0>2 снижается приблизительно на
E*id% tbynpfe.)
НПа МПа мпа
п
О 15 50 05 60 75 90
Угол к направлению прокатки, град.
Рис. 27. Анизотропия упругих свойств ауПр, <?уПр/£ и Я
и числа гибов п прокатанной высокоуглеродистой стали
(Г. Крюгер)
200 МПа. Также заметно снижается и предел упругости. Если после
деформации прокаткой и правки провести отпуск при 300 °C,
5 мин, предел текучести сильно повышается и оказывается выше,
чем в исходном (прокатанном) состоянии, на 100 МПа. Однако
применение холодной правки после этого низкотемпературного
отпуска также вызывает разупрочнение примерно столь же интен-
сивное, что и после прокатки, — предел текучести снижается
примерно на 200 МПа.
Более высокие значения пределов текучести наблюдаются
после правки в интервале температур явления синеломкости, т. е.
ври 300 °C. Возникшие при этой правке дислокации блокируются
атомами углерода и предел текучести оказывается примерно на
100 МПа выше, чем после холодной правки и отпуска. Энергия
активации процесса роста предела текучести при отпуске состав-
ляет 80—90 кДж/моль, т. е. близка к энергии активации диффу-
зии атомов углерода (и азота) в феррите. Таким образом, рост
предела текучести при теплой правке контролируется диффузией
углерода. Важно, что после теплой правки, по сравнению с холод-
ной, сильно улучшается релаксационная стойкость, но она в то же
время остается на том же уровне, что и после холодной правки
71
вместе с последующим отпуском. Авторы считают, что разупроч-
нение в результате холодной правки связано с проявлением эф-
фекта Баушингера, так как образующиеся при правке дислокации
создают напряжения обратного знака и ранее имевшиеся дислока-
ции аннигилируют. В процессе теплой деформации (правки) эф-
фект Баушингера почти не проявляется, так как возникающие
при этом дислокации перераспределяются и закрепляются ато-
мами углерода. Поэтому аннигиляции ранее имевшихся дислока-
ций не происходит. Эти результаты показывают, что операции
холодной деформации (осадка, правка и т. п.) при изготовлении
пружин из патентированной проволоки и их стабилизации опасны,
так как могут вызывать разупрочнение. Лучше применять теплую
деформацию, особенно при стабилизации (заневоливание и т. п.).
2. ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
НОРМАЛИЗОВАННОЙ ПРУЖИННОЙ СТАЛИ
Деформационное упрочнение пружинной стали обеспечивает
высокий комплекс механических свойств не только после предвари-
тельного патентирования, но и после нормализации. Это объяс-
too 200 300 000 500 600
tomrij ° О
Рис. 28. Зависимость механических свойств сталей^65Г (а) и О65А
(б), от степени деформации (цифры на кривых) и температуры от-
пуска (М. А. Коткис):
пунктирные линии — ап ; сплошные — а
0 100 200 000 000 500 600
Няетёя тем, что и при охлаждении на воздухе в процессе нормали-
зации полуфабрикатов или деталей сравнительно небольшого
Сечения из стали с повышенным содержанием углерода и особенно
низко- или среднелегированной образуется структура тонкопла-
стинчатого сорбита, мало отличающегося от получаемого при па-
тентировании.
Применение нормализации вместо патентирования экономи-
чески эффективнее. Кроме того, для обработки ряда профилей,
из которых изготовляют упругие элементы — проволока повышен-
ного сечения, прутки и полосы, — патентирование не применяется,
72
поскольку в процессе охлаждения при этом может образовываться
структурно-свободный феррит.
Метод деформационного упрочнения нормализованной стали
марок С-65А (0,65—0,70 % С; 0 45—0,55 % Мп; 0,15—0,20 % Si;
<0,025 % S; <0,025 % Р), 65Г и 50ХГ оказался по данным
М. А. Коткиса весьма эффективным для изготовления пружин
многих ответственных типов.
На рис. 28 показано влияние пластической деформации на
прочностные свойства сталей С-65А и 65Г после нормализации при
830—850 °C и при 910—930 °C соответственно. Из этих данных
следует, что деформация нор-
мализованных сталей резко по-
вышает их прочностные свой-
ства — пределы прочности и
пропорциональности. Дальней-
шее улучшение прочностных
свойств, хотя при некотором
снижении пластичности, дости-
гается после дополнительного
отпуска, вызывающего те же
субструктурные изменения, что
и отпуск деформированной стали
от а ? °C
Рис. 29, Зависимость предела упругости
стали 65Г после нормализации и деформа-
ции с обжатием 50 % от температуры от-
пуска (М. А. Коткис):
1 ~~ СТ0,002; 2 ~~ а0,005; 8 ~ °0,01
после предварительного патен-
тирования. Это изменение
свойств стали 65Г показано на
рис. 29.
При этом отпуске наибо-
лее сильно изменяется основ-
пая характеристика пружинных
сплавов — предел упругости (рис. 29), поскольку именно
эта характеристика упрочнения наиболее тесно связана с из-
менением субструктуры. По данным М. А. Коткиса В. П. Брай-
чсва и Н. А. Куниловой, в процессе отпуска заметно по-
вышается и модуль нормальной упругости (с 210 000 до
245 000 МПа). Наиболее важное значение имеет тот факт,
что в результате отпуска деформированной стали сильно
повышается усталостная Прочность. Этот эффект М. А. Коткис и
А. В. Скобло [63] объясняют уменьшением подвижности дисло-
каций вследствие образования атмосфер, изменением внутренних
напряжений и увеличением сил связи в кристаллической решетке.
Важно, что пластинчатые пружины из нормализованной стали
(>5Г после деформации и отпуска имеют существенно большую
усталостную прочность, чем после обычной термической обработки,
Тот же эффект обнаружен и при испытании пружин из стали С-65А
(рис. 30) и образцов из рессорной стали 50ХГ (рис. 31). Интересно,
что результаты испытаний рессорных листов (обжатие при де-
формации 30 %) подтвердили лучшую стойкость после деформации
и отпуска (106 000—255 000 циклов до разрушения), чем после
73
закалки и отпуска (70 000—150 000 циклов до разрушения). Бла-
гоприятными оказались и испытания рессор.
В итоге проведенных исследований, показавших определенное
улучшение свойств пружин и рессор в результате применения нор-
мализации, холодной пластической деформации и отпуска, на
бывала
Рис. 30. Усталостная проч-
ность клапанных пружин
(М. А. Коткис):
1 — сталь С-65А_ после де-
формированного " старения
(нормализация деформации
и отпуск); 2 — сталь С-65А
после закалки и отпуска; 5 —
сталь 70 после патентирова-
ния, деформации и отпуска
Горьковском автозаводе разработан технологический процесс,
названный пластически-термической обработкой. В этом случае
нормализованный подкат или проволоку подвергают холодной
пластической деформации (прокат или волочение) с обжатием
40—60 %. Из полученной таким образом полосы, ленты или про-
рис. 31. Усталостная прочность стали 50ХГ (М. А. Коткис):
1 — после деформационного упрочнения и отпуска; 2 — после закалки с от-
пуском
волоки вырубкой, формовкой или навивкой изготовляют различ-
ные упругие элементы. После этих операций следует заключитель-
ная обработка — отпуск или старение при 280—300 °C в течение
20—40 мин. При этом не только достигаются высокие механические
свойства и высокая стойкость пружин в условиях службы, обеспе-
чивается точность их размеров и формы (так как исключается про-
цесс закалки), но и упрощается и удешевляется технологический
процесс изготовления пружин.
74
1 6ТАЛЙ С БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРОЙ,
УПРОЧНЯЕМЫЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ
Известно, что изотермическая обработка на нижний бейнит
обеспечивает сочетание у стали высокой прочности наряду с по-
вышенной пластичностью и вязкостью. Учитывая последние свой-
ства, можно осуществить деформационное упрочнение стали со
структурой нижнего бейнита. Это и было впервые показано
А. А. Сазоновой на примере стали У7А, которую подвергали изо-
термической обработке в области перлитного (при 430—500 °C)
и промежуточного превращения (при 300 °C) и последующему
волочению с обжатием 92%. Было показано, что предварительная
обработка на нижний бейнит (превращение при 300 °C) обеспечи-
вает наивысшее упрочнение (огв = 3030 МПа) при сохранении
практически той же пластичности (ф = 35 %), что и после обыч-
ного патентирования (превращения при 500 °C, 2 мин), хотя проч-
ность в последнем случае значительно меньше (сгв = 1910 МПа).
Н. И. Попов показал, что после патентирования стали 50ХФА
на сорбит и нижний бейнит ее прочность сгв практически одинакова
и составляет 1070 и 1050 МПа соответственно. Точно так же мало
различается прочность стали в указанных исходных структурных
состояниях и после деформации Т Так, после волочения с обжа-
тием 75 % пределы прочности составляют 1650 МПа для стали
с исходной структурой сорбита и 1675 МПа для стали с исходной
структурой нижнего бейнита. Вместе с тем технологически удоб-
нее и экономичнее проводить патентирование при 420 °C на нижний
бейнит в селитровых ваннах, широко применяющихся в промыш-
ленности, чем при 600 °C на сорбит в свинцовой ванне.
Поскольку продолжительность превращения переохлажден-
ного аустенита при 420 °C требует довольно длительного времени,
11. И. Попов предложил два новых состава хромованадиевой стали:
60Х05Ф и 67Х05Ф, в которых за счет снижения содержания хрома
до 0,5 % период распада переохлажденного аустенита сократился
примерно в три раза. Как показал Н. И. Попов, патентирование
па нижний бейнит с последующей деформацией и закалкой с при-
менением электроконтактного нагрева обеспечивает высокий уро-
вень механических свойств пружинной проволоки из хромована-
длевой стали В этом случае особенность патентирования на ниж-
ний бейнит заключается также и в том, что в процессе превраще-
ния аустенита не происходит перераспределения легирующих
цементов между присутствующими фазами. Поэтому и при после-
дующем скоростном нагреве до аустенитного состояния для за-
калки состав аустенита быстро выравнивается, чему также спо-
собствует предшествующая деформация.
1 Если снизить температуру превращения на нижний бейнит, то его дефор-
мационное упрочнение сильно возрастает и будет превосходить упрочнение стали
го структурой сорбита.
75
ТАБЛИЦА 5. ЗАВИСИМОСТЬ СВОЙСТВ СТАЛИ У8А И 80О2ХА
ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ С ОБЖАТИЕМ 80%
ОТ ИСХОДНОГО СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ (А. А. САЗОНОВА)
Сталь Режим термической обработки После термической обработки После волочения с обжатием 80%
°В’ МПа 4, % V МПа %
У8А Патентирование (520 °C, 15 мин) 1080 54 1470 40
80С2ХА Патентирование (600 °C, 20 мин) 1190 52 1760 28
У8А Закалка и отпуск (600 °C, 1 ч) 1030 42 1420 20
80С2ХА То же ИЗО 28 1760 10
У8А Патентирование на нижний бейнит (300 °C, 1 ч) 1420 55 1960 42
80С2ХА То же 1470 55 1900 18
Таким образом, имеются определенные преимущества приме-
нения патентирования легированной стали на нижний бейнит.
В работе А. А. Сазоновой было проведено сопоставление де-
формационного упрочнения пружинной стали марок У8А и 80С2ХА
практически во всех структурных состояниях: мартенсит закалки,
мартенсит отпуска (отпуск при 100 и 200 °C), сорбит отпуска (от-
пуск при 600 °C), изотермическая закалка на нижний бейнит
(условия превращения: 300 °C, 1 ч), патентирование на структуру
сорбита (для стали У8А: 520 °C, 15 мин; для 80С2ХА: 600 °C,
20 мин) *. После указанных видов обработки сталь деформиро-
вали с большим обжатием (образцы с мартенситной структурой
практически не удалось продеформировать). Наибольшее упроч-
нение в результате волочения с обжатием, равным примерно 80 %,
достигается после предварительной изотермической обработки на
нижний бейнит, хотя пластичность проволоки оказалась ниже,
чем после обычного патентирования на сорбит. Самые низкие свой-
ства были получены у стали со структурой сорбита отпуска
(табл. 5). Данные, приведенные в табл. 6, показывают, что патен-
тирование на нижний бейнит весьма эффективно.
Для деформации стали с бейнитной структурой характерна
иная закономерность упрочнения, чем после обычного патентиро-
вания — линейный рост прочности с увеличением степени обжатия
(рис. 32). Равные прочности стали со структурой нижнего бейнита
и сорбита достигаются после разных степеней обжатия — мень-
. * С. Г. Медовая и А. А. Сазонова показали, что скорость промежуточного
превращения в проволоке значительно больше, чем в массивных образцах, вслед-
ствие более измельченной субструктуры после предшествующей деформаций.
76
Суммарное обжатие, %
Рис. 32. Зависимость предела
прочности стали 70К4С1 после
изотермического превращения
переохлажденного аустенита
при 380 (/), 400 (2), 440 (3) и
490 °C (4) от степени обжатия
(А. А. Сазонова)
Шйх для пёрвого структурного состояния. Так, у стали типа
70К4С1 предел прочности (ов = 2650 МПа) достигается в случае
бейнитной структуры после обжатия 43 % (ф = 51 %), а в усло-
виях обычного патентирования на сорбит — после обжатия 95 %
(ф = 35 %). В то же время после высоких степеней обжатия (90 %)
стали, обработанные на нижний бейнит (по данным А. А. Сазоно-
вой), обладают существенно большей прочностью, но выдержи-
вают значительно меньшее число скру-
чиваний. Так, сталь 65Г после этой
обработки и деформации имеет предел
прочности сгв = 2730 МПа при числе
скручиваний 32, тогда как после патен-
тирования на сорбит эта сталь имеет
ав = 2420 МПа при числе скручива-
ний 45. Однако, по данным той же ра-
боты, изменение прочностных свойств
в результате старения при 200 °C стали
со структурой нижнего бейнита меньше
(5,9 %), чем после предварительного
патентирования (7,3 %). Такая меньшая
склонность к старению — достоинство
обработки на нижний бейнит. Другое
достоинство этой предварительной об-
работки — лучшая релаксационная
стойкость стали при нагреве, что важно
для пружин.
Упрочнение в результате бейнитиро-
вания, как показано в работе [64],
может быть еще более увеличено, если
этой обработке подвергнуть стали с вы-
соким содержанием углерода, так как
при этом возрастает количество дис-
персных карбидов в структуре бей-
нита, влияние которых главным образом и определяет большее
упрочнение бейнитированной стали по сравнению с патентиро-
ванной. После изотермического превращения переохлажденного
аустенита при 300 °C, 30 мин (аустенитизация при 900 °C, 6 мин)
стали в виде проволоки диаметром 1,5 мм получены следующие
свойства для стали У9: сгв = 1860 МПа, ф = 44 %, п = 2 (п —
число гибов); т = 7 (т — число скручиваний) и для стали У12:
<гв = 1910 МПа; ф = 37 %; п = 1 и т = 4.
После деформации с обжатием 94 % свойства сталей отвечают
следующим значениям для стали У9: сгв = 3670 МПа, ф = 40 %,
т = 10, разрывное усилие проволоки с узлом 58 % (по отношению
к усилию без узла); для стали У12: сгв = 3680 МПа, ф = 31 %,
т = 4 и разрывное усилие проволоки с узлом 40 % (по отношению
к разрывному усилию без узла). Эти величины упрочнения на-
много больше, чем у этих же сталей после обычного патентирова-
77
ТАБЛИЦА 6. ВЛИЯНИЕ ОТПУСКА НА СВОЙСТВА СТАЛИ V16
ПОСЛЕ БЕЙНИТИРОВАНИЯ И ПОСЛЕ ДЕФОРМАЦИИ [65]
Обработка (Ув, МПа ф» % 6, % п т
Бейнитирование при 350 °C, 10 мин . . . 1640—1660 32—34 4,3-1,4
То же и деформация с обжатием 93,7% * 3360—3550 7,8 18—21
Бейнитирование при 350 °C, 10 мин и от- пуск при 480 °C, 25 с 1600—1620 40—42 4,9—5,1
То же и деформация с обжатием 93,7% . . 3400—3450 — — 10—12 23—25
* Диаметр проволоки 0,9 мм.
ния и того же обжатия, что и после патентирования (сгв = 2350-ь
2450 МПа), хотя пластичность (число скручиваний) в^последнем
случае существенно выше.
Судя по приведенным данным, предельное содержание угле-
рода в стали (сталь У9), подвергаемой бейнитированию для до-
стижения высокого упрочнения, составляет примерно 1 %, так
как при большей его концентрации резко растет хрупкость. По-
ниженная пластичность стали после бейнитирования и деформации
объясняется [65] меньшей устойчивостью 8-карбида 1 , образую-
щегося при температурах превращения ниже 350 °C, и поэтому
большим переходом атомов углерода к дислокациям при деформи-
ровании, а также большей дефектностью карбида, что облегчает
его распад [65]. Отсюда логичным представляется применение
после бейнитирования процесса отпуска. Он способствует образо-
ванию более стабильного карбида без изменения морфологии его
частиц. Это соответственно приводит к уменьшению сегрегации
атомов углерода на дислокациях. Действительно, после бейнити-
рования и скоростного отпуска при 480 °C, 25 с пластичность
стали возросла. Она оказывается выше и после заключительной
деформации (табл. 6).
Таким образом, совмещение бейнитирования со скоростным
отпуском при электронагреве или в соляной ванне представляется
перспективным технологическим процессом, для производства вы-
сокопрочной проволоки.
Кроме рассмотренной выше изотермической обработки с обра-
зованием структуры нижнего бейнита, в некоторых случаях, когда,
как например для фортепианной проволоки, наряду с высокой ре-
лаксационной стойкостью требуется низкий уровень внутреннего
1 Энергия связи атомов углерода в решетке е-карбида составляет 0,27 эВ,
тогда как в Fe3C она равна 0,4 эВ.
78
трения, главным образом магнитоупругой природы, определяю-
щий значительную продолжительность звучания и его тембр, пре-
имуществом, по данным А. П. Гуляева и Л. Ш. Писаревского [66],
обладает сталь со структурой верхнего бейнита, упрочненная хо-
лодной пластической деформацией. Структура верхнего бейнита
получается после изотермической закалки высокоуглеродистой
стали с быстрым переохлаждением до температуры превращения
480—450 °C и соответствующей выдержки. Далее следует холодная
пластическая деформация с малыми частными обжатиями, но
с большим в итоге суммарным обжатием. В этом случае получен-
ная стальная проволока по релаксационной стойкости, сопротив-
лению ползучести и отношению предела упругости cro.oi к пределу
прочности не уступает патентированной проволоке с исходной
сорбитной структурой, но превосходит последнюю по акустиче-
ским свойствам [66]. Интересно, что дополнительный отпуск
после деформации патентированной стали, обычно проводимый на
пружинах, в данном случае (т. е. для стали со структурой верх-
него бейнита) ухудшает релаксационную стойкость.
4. ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СВОЙСТВА ПРУЖИННОЙ СТАЛИ
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СКОРОСТНОГО ЭЛЕКТРООТПУСКА
Работами В. Н. Гриднева, Ю. Я. Мешкова, С. И. Ошкадерова
и В. И. Трофимова [67] показано, что пластинчатые структуры,
образующиеся в процессе превращения аустенита в перлитной
области, могут быть получены еще более дисперсными, если зака-
ленную сталь со структурой мартенсита подвергнуть скоростному
электроотпуску до температуры выше области третьей стадии пре-
вращения (550—620 °C). В этом случае наряду с измельченной
субструктурой a-твердого раствора образуются тонкие пластинча-
тые или игольчатые выделения карбидов. Возможно, что эта форма
выделяющихся карбидных частиц связана с присутствием дефек-
тов в кристаллах мартенсита при указанных температурах, соответ-
ствующих интервалу выше области третьего превращения. Струк-
турное состояние стали после скоростного отпуска отвечает тому
состоянию, которое достигается и после обычного отпуска в печи,
по при температуре на 100—150 °C ниже, чем в случае скоростного.
У стали 70 после закалки с 1000 °C в масле и электроотпуска с на-
гревом до 550 °C со скоростью от 10 до 1000 °С/с и последующим
быстрым охлаждением предел прочности из-за повышенной плот-
ности дислокаций и дисперсности карбидов особой морфологии
изменяется в пределах 1350—1750 МПа и при этом сохраняется
высокая пластичность. Последнее объясняется тем, что при ско-
ростном электроотпуске до температур выше области III превра-
щения происходит очистка феррита от внедренных атомов угле-
рода еще до начала коагуляции пластинок цементита. В случае
отпуска в печи пластичность стали при равной прочности с элек-
79
30 50 65 80 86 90 8°/о
I I______I___1------1---1----1---1
4,0 3,4 2,8 2,35 1,8 1,5 1,25 dn^
Рис. 33. Зависимость механических свойств
(п — число изгибов) от степени деформа-
ции проволоки из стали 70 после электро-
отпуска с различной скоростью нагрева,
равной 10 (/), 100 (2) и 1000 град/с (3)
(В. Н. Гриднев, В. Г. Гаврилюк, Г. С. Мет-
тус)
троотпущенной ниже, чем в последнем случае, поскольку при печ-
ном нагреве процесс коагуляции пластинок цементита начинается
раньше, чем происходит очистка феррита от избыточного углерода,
связывающего дислокации. Именно поэтому сталь после скорост-
ного электроотпуска и обладает высоким запасом пластичности.
В процессе деформации стали 70 со структурой мартенсита
отпущенного в указанных условиях скоростного нагрева происхо-
дят практически те же про-
цессы, что и при деформации
структур эвтектоидного типа,
но упрочнение более интенсив-
ное главным образом из-за вы-
сокой дисперсности карбидов
и особенностей субструктуры.
Поданным работы [67], оно но-
сит такой же характер, как и
при деформации нижнего бей-
нита, и достигает высоких зна-
чений даже после небольших
обжатий (рис. 33). Величина
упрочнения при деформации,
а также пластичность (попереч-
ное сужение и число гибов
с перегибом) тем больше, чем
выше скорость нагрева при
электроотпуске, так как при
этом выше дисперсность исход-
ной структуры.
На проволоке из стали 70
после этой обработки и дефор-
мации с обжатием 90 % предел
прочности ав = 2950 4-3050 МПа
при ф = 484-50 % и п = 154-16.
Истинная прочность достигла
при этом 6500 МПа, т. е. составила около половины от тео-
ретической прочности железа, что является уникальным.
Сочетание высоких прочностных и пластических свойств, по-
лученное в результате деформации стали после предварительной
закалки и скоростного электроотпуска, свидетельствует о том, что
этот процесс является одним из наиболее, эффективных методов
получения высокопрочной пружинной проволоки как из углеро-
дистой, так и из легированной стали. На основе полученных ре-
зультатов исследования скоростного электроотпуска создан техно-
логический процесс, названный авторами работы [68] скоростной
электротермической обработкой, включающей закалку (лучше сту-
пенчатую) и указанный отпуск. При этом из-за высокой дисперс-
ности карбидных частиц удается достичь значительного упрочнен
ния и в стали с пониженным содержанием углерода (0,3—0,6 %),
что позволяет получить еще более повышенную технологическую
пластичность и повысить сопротивление разрушению.
После скоростной электротермической обработки и холодной
пластической деформации сталь имеет наивысшее сочетание ком-
плекса механических свойств. Так, по данным Д. И. Никоненко 1 ,
даже сталь 30 после такой обработки (включая деформацию) имеет
ов = 1700 4-1800 МПа, но при большей пластичности (п = 23 4-25
и т — 34 4-41), чем сталь 60 после обычного патентирования й та-
кой же деформации (п = 17 4-20, т = 30 4-46). На стали 60 после
скоростной электротермической обработки и того же обжатия пре-
дел прочности (ав) = 2080 4-2200 МПа.
Процесс, аналогичный скоростной электротермической обра-
ботке, но при использовании ступенчатой закалки и скоростного
отпуска в свинцовой ванне изучен Н. В. Соколовым, С. А. Тер-
ских и А. К. Черепенькиным. Показано, что подобный процесс,
включая последующую деформацию, может быть с успехом исполь-
зован, и это очень важно, для упрочнения легированных сталей,
применение к которым патентирования затруднительно из-за по-
вышенной устойчивости переохлажденного аустенита. В частности,
проволока диаметром 1,2 мм из стали 50ХФА после закалки, ско-
ростного отпуска в свинце при 550 °C, 8 ч и последующей дефор-
мации с обжатием 75 % имела ов = 1910 МПа. Проволока диа-
метром 1,2 мм из стали 70ХГФА после такой же обработки имела
(тн = 1830 МПа.
Высокое упрочнение достигается и на углеродистых сталях 70
и У9А. В процессе деформации проволоки после закалки и ско-
ростного отпуска следует уменьшать частные обжатия до 10—17 %
по сравнению с патентированной сталью (обжатие 23—25 %).
В этом случае характеристики пластичности и ударной вязкости
холоднотянутой проволоки такие же, как после обычного патенти-
рования. В то же время переход в хрупкое состояние (по значе-
ниям ударной вязкости) проволоки из стали 70 после закалки и
скоростного отпуска соответствует 160 °C, а после патентирования
120 °C.
Предел упругости и усталостная прочность холоднотянутой
проволоки после предварительной термической обработки — ско-
ростной электротермической обработки или патентирования и
окончательного отпуска при 250 °C практически одинаковы.
()днако релаксационная стойкость при 20—250 °C проволоки из
('тали 70 и стали 70ХФА при 20—300 °C после закалки и скорост-
ного отпуска выше, чем после патентирования.
Прочность сталей со структурой, характеризующейся присут-
ствием в ферритной матрице карбидов пластинчатой морфологии,
например после патентирования и холодной пластической дефор-
мации, определяется величиной межпластиночного расстояния.
1 Д. И. Никоненко. Разработка и исследование процессов скоростной элек-
1|)отермической обработки канатных сталей. Автореф. канд. дис. Киев, 1978.
81
Последняя может быть уменьшена в результате увеличения со-
держания углерода в стали или применением для стали с данным
содержанием углерода иной термической обработки, например
рассмотренной ранее — закалки с последующим скоростным от-
пуском (электроотпуск). Вместе с тем возможно получить высоко-
дисперсную феррито-карбидную структуру с пластинчатой или
нитевидной морфологией карбидных частиц, образующихся в ре-
зультате изотермического, но не перлитного распада переохлаж-
Рис. 34. Микроструктура стали 27ХМФ1Б после изотерми-
ческого превращения при 720 °C, 5 мин (аустенитизация
при 1130 °C, 3 мин) X 1400 X 2 (Н. М. Сулейманов, А. Г. Рах-
штадт, К. А. Ланская)
денного аустенита легированной стали в субкритическом интер-
вале температур. Процесс распада протекает таким образом, что
на межфазной границе у—а за счет резкого уменьшения раствори-
мости углерода в a-фазе образуются частицы карбидов, которые
растут за продвигающейся обычно прерывисто межфазной грани-
цей. Такого рода структура наблюдается в легированных сталях,
когда соотношение между содержаниями углерода и сильнокарби-
дообразующего элемента соответствует стехиометрической фор-
муле данного карбида. В частности, ее наблюдали (рис. 34) в вана-
диевой и хромомолибденованадиевой стали с содержанием угле-
рода 0,18—0,41 % после изотермической закалки по режиму:
аустенитизация при ИЗО °C и изотермическая выдержка при
720 °C, 30 мин. Карбидные частицы в этих сталях, в частности
27ХМФ1Б, расположены в ферритной матрице преимущественно
ориентированно, некоторые из них в виде тонких пластин длиной
примерно 50 нм, а некоторые напоминают волокна, разделившиеся
на несколько частей размером около 5 нм. Эти частицы представ-
ляют собой карбид типа VC. После указанной изотермической об-
8g
работки свойства стали с описанной структурой находятся на том
же уровне, что и у стали с повышенным содержанием углерода
(0,8—0,9 % С) после патентирования.
Рис. 35. Микроструктура (растровая электронная микроско-
пия) холоднодеформированной проволоки из стали 27ХМФ1Б
после изотермической закалки при 720 °C, 30 мин и дефор-
мации 99,5 %. Х8000 (Н. М. Сулейманов, А. Г. Рахштадт)
Рассмотрим свойства проволоки (исходный диаметр 3,0 мм)
л । ванадиевых и хромомолибденовых сталей (Н. М. Сулейманов,
А. Г. Рахштадт, К. А. Ланская):
Сталь типа 27Ф1Б
пв, МПа . . . ... 1120 1370 1570 1780 1910 4710
гр, % . . - . ... 55 50 45 40 35 —
8, % . . . . 0 18,2 88,2 93,7 97,2 99,76
Сталь типа 27ХМФ1Б
сув, МПа . . . ... 1160 1420 1610 11810 1960 4900
ф, % . . . . ... 47 43 41 Й 39 32 —
8, % . . . . ... 0 18,2 88,2 ,93,7 97,2 99,76
Для стали 27Ф1Б отношение предела прочности с узлом к пре-
делу прочности без узла составляет 70 и 56 % после волочения
г обжатием 97,2 и 99,76 % соответственно. После тех же обжатий
па ('тали 27ХМФ1Б указанное отношение составляет 66 и 52 %.
После пластической деформации, которая может быть осущест-
влена вплоть до весьма высоких степеней обжатия (99,76 %), до-
стигается столь же высокое упрочнение (ав ~ 4900 МПа), что и в
патентированной высокоуглеродистой стали У12А после высоких
пожатий, хотя количество карбидной фазы в первом случае 1,5 %,
83
а во втором примерно 20 %. Однако из-за высокой диСперсностй
карбидов ванадия величина межфазной границы в структуре ле-
гированной стали после изотермической обработки больше, а рас-
стояние между частицами меньше, чем в холоднодеформированной
патентированной стали. Структура стали в первом случае, так же
как и во втором, имеет фибровый характер (рис. 35), что, по-ви-
димому, и объясняет достижение высокой прочности проволоки, 1
Малая способность частиц карбидной фазы VC к коагуляции опре- i
деляет и повышенную теплостойкость стальной проволоки.
Учитывая сказанное, можно принять, что подобная изотерми-
ческая обработка легированных сталей определенного состава
может рассматриваться как эффективный процесс для получения .
высокопрочной и теплостойкой проволоки.
5. ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СВОЙСТВА ПРУЖИННОЙ СТАЛИ
С МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ
Процесс деформационного упрочнения стали с мартенситной
структурой, включающий последующий отпуск, т. е. деформацион-
ное старение мартенсита, или марформинг, повышает весь комп-
лекс механических свойств стали. Это и определяет эффективность
деформационного старения мартенсита для упрочнения деталей <
машин и конструкций.
Однако вопрос об использовании процесса деформационного
старения мартенсита для упрочнения пружин полностью еще не
решен. Это объясняется недостаточной изученностью воздействия
пластической деформации и старения именно на те свойства стали
с мартенситной структурой, которые определяют основные харак-
теристики пружин.
Как следует из многих экспериментальных исследований, осо- \
бенно М. А. Штремеля, проведенных в условиях, исключающих •
диффузию атомов углерода и других примесей в процессе закалки :
и последующих испытаний, «свежий» мартенсит закаленной стали
характеризуется весьма низким сопротивлением микро- и малым :
пластическим деформациям при сниженной твердости и в этом
смысле является «мягким».
Высказан ряд предположений о причинах такого поведения
стали со структурой «свежего» мартенсита. Одни исследователи
считают, что основной причиной, определяющей низкий уровень
указанных свойств, являются высокие остаточные макронапряже- j
ния, возникающие в процессе закалки, другие доказывают, что
именно высокий уровень остаточных микронапряжений и слабая
закрепленность дислокаций — причина столь низкого сопро-
тивления малым пластическим и микропластическим деформациям.
Некоторые исследователи полагают, что важнейшее влияние на
сопротивление микро- и малым пластическим деформациям оказы-
вает превращение остаточного аустенита в мартенсит при нагруже-
нии.
84
Первое объяснение, как показано М. А. Штремелем, не яв-
ляется убедительным, поскольку даже в проволоке, в которой ка-
сательные остаточные напряжения в нормальном сечении равны
пулю, сопротивление микропластическим деформациям столь же
низкое, как и у массивных образцов, где остаточные макронапря-
жения велики.
Представление о главенствующей роли локальных остаточных
микронапряжений, возникающих в микрообъемах при мартенсит-
ном превращении за счет высокой плотности дислокаций, и значи-
тельных деформаций, выдвинуто В. И. Сарраком и др. [69—71 ].
Эти авторы для доказательства справедливости своей позиции
приводят данные о релаксации именно микронапряжений (по их
мнению) в процессе отдыха или низкого отпуска, в результате
которой растет сопротивление микропластическим деформациям.
Однако в действительности авторы в работе [69—71J определяли
лишь сопротивление малым пластическим деформациям, т. е.
предел упругости сг0)005, а не сопротивление микропластическим
деформациям.
Релаксацию этих микронапряжений в работах [69—71 ] харак-
теризовали уменьшением объема (длины) образцов закаленной
стали в процессе их вылеживания в свободном состоянии или под
нагрузкой и снижением фона внутреннего трения. Уменьшение
длины образцов под нагрузкой и определяет наблюдавшееся в ра-
боте [70] увеличение релаксируемого напряжения, если его ис-
ходная величина была ниже некоторого, названного в указанной
работе пороговым (оД.
Увеличение, а не уменьшение релаксируемого напряжения,
г. е. так называемая отрицательная релаксация, наблюдалось
впервые М. Г. Гайдуковым и В. А. Павловым в некоторых цветных
сплавах в связи с уменьшением объема в процессе нагрева при
релаксационных испытаниях. Однако в закаленной стали такого
рода изменения длины и релаксации напряжений наблюдались
даже в том случае, когда первая стадия распада мартенсита при
отпуске, по данным авторов [69—71 ], была подавлена. Поэтому
указанные изменения, как они считают, не связаны со структур-
ными превращениями. Однако очень трудно утверждать, что
при этом не происходили начальные стадии распада. Не отрицая
роли микронапряжений (в общем неориентированных), очень
трудно представить, каким образом их релаксация при отдыхе
может вызвать макродеформацию. Этот переход от микронапря-
жений к макродеформации в работах [69—71 I не обсуждается.
Далее предполагается [69—71], что изменения длины и фона
внутреннего трения образцов закаленной стали контролируются
одними и теми же механизмами. Однако не вполне ясно, может ли
одни и тот же механизм, с одной стороны, усиливать развитие
микропластической деформации в центрах дилатации, что ведет
к уменьшению длины (объема) образцов, а с другой — уменьшать
подвижность дислокаций, определяющих фон внутреннего трения.
85
Если же действительно основное влияние оказывают высокие Мй-
кронапряжения в закаленной стали с мартенситной структурой,
то их релаксация, т. е. перестройка систем дислокаций в направ-
лении их большей устойчивости, должна повышать сопротивление
деформации на всех ее уровнях, включая и область истинной ми-
кропластической деформации. На самом же деле в результате от-
дыха закаленной стали сопротивление микропластическим дефор-
мациям, отвечающее самому началу пластического течения, прак-
тически не изменяется. Наконец, следует учитывать, что период
микронапряжений, как это показывают результаты известных
опытов по электролитическому вытравливанию кристаллов мар-
тенсита, намного больше области действия элементарных актов
пластической деформации, и поэтому они не могут влиять на ми-
кромеханизм пластической деформации. На основании изложен-
ного рассматриваемое представление кажется дискуссионным.
Вероятно, низкое сопротивление микропластическим деформа-
циям закаленной стали не связано с наличием высоких микрона-
пряжений и с присутствием незакрепленных дислокаций. Вели-
чина остаточной деформации, возникающей на самом начальном
этапе процесса нагружения стали, определяется в меньшей степени
движением дислокаций, зависящим от степени их закрепления, и
их перестройкой в процессе релаксации микронапряжений, а глав-
ным образом — превращением остаточного аустенита в мартенсит
под нагрузкой. По расчетам, приведенным в работе [72] эта де-
формация составляет 0,09 % на 1 % превращенного аустенита,
что согласуется и с прямыми измерениями. Поэтому даже в при-
сутствии очень малых количеств остаточного аустенита его пре-
вращение под нагрузкой в результате ориентировки мартенсит-
ных сдвигов может иметь решающее значение для величины сопро-
тивления микро- и малым пластическим деформациям. Известно,
что стабилизация остаточного аустенита, препятствуя его превра-
щению под нагрузкой, повышает предел упругости и модуль упроч-
нения стали. Также и предварительный распад остаточного аусте-
нита, как указывалось, повышает сопротивление малым пласти-
ческим деформациям.
Другой причиной, определяющей низкое сопротивление на-
чалу пластического течения в закаленной стали, является, по
мнению М. А. Штремеля, неравномерность распада мартенсита
в процессе закалки. В двойникованном мартенсите распад проте-
кает быстрее, чем в кристаллах без двойников. Поэтому в послед-
них возможно лишь образование сегрегации Коттрелла, тогда
как в двойникованных кристаллах уже возникнут частицы кар-
бидов.
Вместе с тем, учитывая все многообразие изменений, происхо-
дящих в структуре непосредственно в процессе закалки, при по-
следующей выдержке закаленной стали и при испытании трудно
выявить вклад, вносимый только движением дислокаций в общую
деформацию, измеряемую при испытании, хотя именно нагруже-
86
пие, вызывающее это движение дислокаций, и определяет действи-
тельное сопротивление микро- и малым пластическим деформа-
циям и те факторы, которые определяют это сопротивление. Сле-
дует отметить, что влияние одних и тех же факторов на сопротив-
ление малым и микропластическим деформациям не одинаково.
В частности, в процессе старения при 20 или при 100 °C закален-
ной стали, когда на дислокациях и двойниках образуются сегре-
гации и происходят начальные стадии двухфазного распада мар-
тенсита с возникновением частиц карбидов, сопротивление микро-
пластическим деформациям изменяется весьма незначительно,
Рис. 36. Влияние продолжительности старения при 20 °C на предел упругости (а)
и коэффициент упрочнения h (б) закаленной стали У7А (Ю. Г. Андреев, И. Н. Ки«
дин, А. М. Штремель)
•югда как предел упругости с допуском на деформацию 0,01 и
0.02 % сильно растет 1 за счет увеличения в пределах указанных
деформаций коэффициента упрочнения (рис. 36). Так, по данным
К). Г. Андреева и М. А. Штремеля, предел упругости стали У8
г очень малым допуском на остаточную деформацию (т0>002) после
выдержки при 20 °C в течение 16 сут возрос на 16 %, тогда как
предел упругости с существенно большим допуском (т0)02) стал
в два раза больше, что связано с ростом коэффициента упрочнения
в указанных пределах деформаций, особенно в стали с повышенным
содержанием углерода.
Очень сложно выявить истинное влияние содержания углерода
в закаленной стали на ее сопротивление пластической деформации.
Это объясняется тем, что в процессе закалки стали с разным со-
держанием углерода могут иметь неодинаковый размер зерна,
разное количество остаточного аустенита, разную степень распада
мартенсита (самоотпуска) и разный уровень внутренних напряже-
ний. В работе [73] была сделана попытка установить влияние со-
держания углерода на сопротивление малым пластическим дефор-
1 По данным М. А. Штремеля, рост предела упругости после отпуска при
НЮ °C меньше, чем после старения при 20 °C, что связано с формированием при
mi ом разного структурного состояния,
37
мациям. Авторы, чтобы уменьшить или устранить эффект самоот-
пуска при закалке, исследовали стали с повышенным содержанием
никеля с тем, чтобы их мартенситная точка была на уровне —35 °C.
Однако при этом в структуре таких сталей было разное количество
остаточного аустенита, обладающего неодинаковой способностью
к превращению в процессе нагружения. Кроме того, для сохране-
ния равной температуры мартенситного превращения (Л1Н ~
= —35 °C) в стали с разным содержанием углерода вводилось и
разное количество никеля, который, как известно, ускоряет рас-
пад мартенсита. Поэтому не исключено, что состояние мартенсита,
несмотря на одинаковую температуру мартенситного превраще-
ния, было различным.
Более достоверная зависимость сопротивления пластической
деформации от содержания углерода установлена М. А. Штреме-
лем на нелегированных сталях, имеющих примерно равную вели-
чину зерна аустенита, прошедших одинаково длительное старение
и не имеющих остаточного аустенита, либо имеющих его, но в точно
учитываемом количестве. М. А. Штремель показал, что напряже-
ние, отвечающее началу пластической деформации (экстраполиро-
ванное значение) практически не зависит от содержания углерода,
тогда как предел упругости т0>02 тем выше, чем выше содержание
углерода при равном объемном количестве остаточного аустенита
или при его практически полном отсутствии (<1 %). С увеличе-
нием содержания углерода в мартенсите растет концентрация пре-
пятствий в виде атомов примеси или их сегрегаций и частиц карби-
дов. Рост количества этих препятствий и определяет сильное воз-
растание коэффициента упрочнения. По данным М. А. Штремеля,
величина предела упругости зависит от концентрации углерода,
согласно t0j02 С1/2 и т0,02 С1/3. С ростом количества оста-
точного аустенита предел упругости сильно снижается и особенно
сильно —в области небольших его количеств.
В общем случае т0,02 = [— 31 + 146 |/С — 1,24V + 0,062 V2 —
— 3,63V] 9,81, где r0j02 —предел упругости, МПа; С —содержа-
ние углерода, % (по массе); V —количество остаточного аусте-
нита, % (объемн.).
При полностью мартенситной структуре т0>02 = [(—31 ±
± П) + (146 ± 17) ]/ С] 9,81.
Кроме содержания углерода в мартенсите, его субструктуры,
образования сегрегаций и частичного двухфазного распада, а также
количества остаточного аустенита, несомненное влияние на вели-
чину предела упругости оказывает и величина зерна аустенита
(рис. 37).
Чем выше содержание углерода в стали, тем меньше расстояние
между внедренными атомами в решетке мартенсита и дефектами
строения. Поэтому быстрее и эффективнее происходит процесс за-
крепления дислокаций, а также границ двойников, повышающий
сопротивление развитию микропластических деформаций. Однако
88
абсолютные значения предела упругости даже после естественного
старения все же остаются сравнительно невысокими. Поэтому
сталь со структурой «свежего» мартенсита или после его естествен-
ного старения 1 нельзя без дальнейшей обработки использовать
в качестве материала для упругих элементовтем более, что из-за
нестабильности структуры в них будут интенсивно протекать ре-
лаксационные процессы.
В результате пластической де-
формации закаленной стали сопро-
ТАБЛИЦА 7. ВЛИЯНИЕ
ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ РАСТЯЖЕНИЕМ
НА СВОЙСТВА СТАЛИ 50ХФА
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА
(А. И. КРИТСКАЯ, Г. А. МЕЛКОВА)
Режим обработки Свойства прочности, МПа
^в а0,2 а0,01 а0,005
1 2150 1950 1280 1200
2 2200 2000 950 700
3 2120й 1920. 1600 1480
4 2150 1920а* jfc. 1500 1350
Примечание. Режимы: 1 — закал-
ка и отпуск при 250 °C; 2 — то же и дефор-
мация растяжением (удлинение 0,1—0,4%);
3 — то же и отпуск при 250 °C; 4 — то же и
деформация растяжением (удлинение 0,8%).
Рис. 37* Влияние величины зерна
на сопротивление малым пластиче-
ским деформациям упласт закален-
ной стали (Ю. Г. Андреев, И. Н. Ки-
дин, М. А. Штремель):
1 — сталь с 0,90 % С, D3 ==
= 18,6 мкм, 0,3 % остаточного
аустенита; 2 — сталь с 0,91 % С,
Dg = 81,8 мкм; 9,1 остаточного
аустенита
тпвление микропластическим деформациям не увеличивается,
несмотря на рост плотности дислокаций и происходящий при этом
распад (а не разупорядочение) мартенсита, в процессе которого
возрастает объемная доля кубического мартенсита и снижа-
емся тетрагональность решетки за счет уменьшения концентра*
дни углерода в твердом растворе. Так, по данным М. А. Штре-
меля, после деформации с обжатием 14 % содержание углерода
в тетрагональном мартенсите стали типа 80X5 уменьшается с 0,7
до 0,56 %. Этот распад мартенсита, по его данным, не связан с адиа-
батным, в том числе и локальным разогревом стали во время де-
формации* Он является следствием перераспределения дислокаций
при повышенной их плотности, влияющего на миграцию атомов
углерода и образование карбидов. Возникающее в процессе де-
1 Как показано Г. А. Мелковой, А. И. Критской и А. Г. Рахштадтом, при де-
формации закаленной стали растяжением (удлинение до 1 %) наблюдается сни-
жение предела упругости, а по данным Л. Е. Алексеевой — также и предела
।гк унести.
89
формации структурное состояние стали, естественно, отличается
от получаемого в результате отпуска закаленной стали. Это со-
стояние и определяет особенности свойств стали после деформа-
ции — отсутствие прироста предела упругости, особенно с очень
малым допуском на остаточную деформацию, при возрастании
пределов прочности и текучести.
Различное изменение указанных свойств, характеризующих
сопротивление стали малым и значительным пластическим дефор-
мациям, зависит от степени деформации (обжатия).
При малых степенях пластической деформации, возникающих
при растяжении (удлинение 0,1—0,4 %), предел упругости
стали 50ХФА после закалки и отпуска при 250 °C сильно сни-
зился — с 1200 до 700 МПа, тогда пределы текучести и прочности
при этом несколько возросли (табл. 7). Примерно такой же эффект
был обнаружен А. И. Критской и Г. А. Мелковой и на других
сталях типа 55ХГРЦ и 65Г. После закалки и отпуска при 300 °C
последующая деформация растяжением (удлинение 0,7—1,0 %)
снизила предел упругости первой стали с 1200 до 650—700 МПа,
а второй (удлинение 0,5 %) после закалки и отпуска при 250 °C —
с 1500 до 1000 МПа.
Следует заметить, что на всех сталях величина снижения пре-
дела упругости в результате пластической деформации была тем
меньше, чем больше был допуск на остаточную деформацию при
определении предела упругости (табл. 7).
В работе Л. Е. Алексеевой 1 также было установлено, что
в результате пластической деформации закаленных сталей типа
20ХГ и 40Х2Н5СМ при их нагружении в макроупругой области
до напряжения, равного 0,7 от исходного предела текучести, про-
исходит снижение пределов пропорциональности-сг0>02 и текучести.
Так, у стали 40Х2Н5СМ предел пропорциональности снизился
с 1700 до 1550 МПа, а предел текучести —с 2000 до 1700 МПа.
Несколько меньшим было снижение этих свойств у стали 20ХГ.
Последующая деформация стали 40Х2Н5СМ после закалки и от-
пуска при 100—200 °C также снизила пределы пропорционально-
сти и текучести, но в тем меньшей степени, чем выше была темпе-
ратура отпуска. В закаленных безуглеродистых сталях типа
Х8НЗ и Н22, а также в стали 20ХГ после закалки и отпуска при
100 °C деформация не только не снизила, но даже несколько повы-
сила указанные свойства прочности. К сожалению, в указанной
работе не измеряли предел упругости с малыми допусками на оста-
точную деформацию, что дало бы дополнительный материал для
объяснения полученных результатов. По мнению Л. Е. Алексее-
вой, эффект уменьшения пределов пропорциональности и теку-
чести, а также увеличение релаксации напряжений в закаленной
стали после нагружения в макроупругой области, когда разви-
1 Л. Е. Алексеева. Отпуск закаленной стали под напряжением. Автореф.
канд. дис. Москва, 1972.
90
ваются лишь небольшие пластические деформации, связаны с обра-
зованием в местах локализации особо высоких остаточных микро-
напряжений, микропластических сдвигов, которые приводят к об-
разованию дефектов строения типа несплошности и микротрещин.
Однако эту точку зрения вряд ли можно принять, поскольку при
последующем (после деформации) низком отпуске и предел упру-
гости, и предел текучести сильно возрастают, достигая более вы-
соких значений (см. табл. 7), чем в исходном состоянии (до дефор-
мации). Сомнительно, что при низком отпуске могло произойти
залечивание указанных дефектов строения. Скорее всего при на-
гружении в условиях малых деформаций происходит разблоки-
ровка закрепленных дислокаций и возникновение новых легко-
подвижных дислокаций. В этом убеждают и данные измерения
внутреннего трения, которые показывают, что после деформа-
ции низкоотпущенной стали 50ХФА уменьшается критическая
амплитуда, но особенно сильно возрастает интенсивность его после-
дующего роста. Последеформационный отпуск закрепляет дислока-
ции, создает их перераспределение и снижает уровень внутренних
напряжений. Это изменение структурного состояния влияет и на
дальнейший распад мартенсита в процессе отпуска.
Интересно, что, по данным Г. А. Мелковой и А. И. Критской
(см. табл. 7), повторная деформация по той же схеме деформации
после деформационного старения мартенсита значительно меньше
снижает предел упругости, чем деформация после закалки и от-
пуска. Эти данные свидетельствуют о повышенной стабильности
структуры после деформационного старения мартенсита. Именно
поэтому происходит также рост релаксационной стойкости и уста-
лостной прочности. Таким образом, деформационное старение
мартенсита обеспечивает улучшение комплекса свойств, опреде-
ляющих качество пружин.
Воздействие пластической деформации на свойства закаленной
н низкоотпущенной стали сильно зависит от ее степени. При ма-
лых степенях деформации, например при растяжении, почти не
отмечается рост пределов прочности и текучести, но снижается
предел упругости. После больших степеней обжатия характер
изменения свойств стали в указанных структурных состояниях
резко изменяется.
По данным работ А. Г. Васильевой [74—76], в результате при-
менения относительно больших степеней пластической деформации
может быть достигнуто значительное улучшение всего комплекса
механических свойств конструкционных сталей, включая и сопро-
тивление разрушению. Оптимальные степени пластической дефор-
мации стали с 0,2—0,35 % С соответствуют 10—15 %. Величина
прироста упрочнения (пределы прочности и текучести) под воз-
действием подобной пластической деформации зависит от исход-
ного структурного состояния стали. В частности, прирост преде-
лов прочности и текучести оказывается наибольшим в стали со
структурой «свежего» мартенсита. После закалки и низкого
' 9.1
отпуска упрочнение меньше. Однако, как показано А. Г, Василье-
вой, последеформационный отпуск при 200 °C, независимо от исход-
ного структурного состояния стали — после закалки или закалки и
низкого отпуска, заметно повышает уровень механических свойств.
Вместе с тем комплекс механических свойств, определяющих кон-
структивную прочность изделий, будет выше если до всего цикла
процесса деформационного старения мартенсита сталь подверга-
лась низкому отпуску после закалки.
Несмотря на течение процессов распада мартенсита во время
самой деформации они также протекают, и при том достаточно
интенсивно, и после нее — при отпуске. Степень развития про-
цессов распада при отпуске деформированной стали, по мнению
А. Г. Васильевой, зависит от плотности дислокаций и концентра-
ции на них атомов углерода. Если насыщение атмосфер на дисло-
кациях и распад мартенсита достаточно полно произойдет в про-
цессе деформации, то возможности дальнейшего распада при по-
следующем отпуске будут, естественно, ограничены,
Важно отметить, что в результате отпуска после деформации
с повышенными, степенями обжатия пределы прочности и текучести
стали возрастают в значительно большей мере, чем после описан-
ных ранее малых деформаций растяжением (удлинение до 1 %),
когда плотность дислокаций растет мало и, по-видимому, неравно-
мерно.
Существенно, что^после деформации стали с мартенситной
структурой с большим обжатием возрастает устойчивость ее против
разупрочнения при повышении температуры отпуска. Этот эффект,
установленный в работе [77], по мнению авторов, связан с обра-
зованием прочных атмосфер из атомов углерода на дислокациях.
Поэтому задерживается образование новых частиц карбидов и их
коагуляция. Высокая плотность дислокаций и, по-видимому, до-
статочно однородное их распределение после деформации с боль-
шими обжатиями и отпуск создают условия для образования дис-
персных и относительно равномерно распределенных частиц кар-
бидов при более повышенных температурах, чем в случае того же
отпуска закаленной стали без применения деформации. Вероятно,
с этими особенностями структуры стали после деформационного
старения мартенсита и связано повышение сопротивления хруп-
кому разрушению и увеличение значений критериев конструктив-
ной прочности, определяемых при двухосном растяжении, лишь
при несколько сниженных величинах параметров вязкого разруше-
ния (Кс и Gc) в условиях плосконапряженного состояния и удар-
ной вязкости с наведенной усталостной трещиной (ат, у). В том же
направлении изменения свойств влияет и релаксация напряжений,
происходящая в процессе последеформационного отпуска, умень-
шающая опасность появления трещин критического размера.
Несмотря на несомненные преимущества деформационного ста-
рения мартенсита в условиях использования больших степеней
обжатий, он до сих пор не нашел практического использования
92
для упрочнения пружин и других упругих элементов, возможно,
из-за специфических технологических трудностей обработки этих
изделий. Однако деформационное старение мартенсита с использо-
ванием небольших деформаций было с успехом применено для
упрочнения винтовых плоских и трубчатых пружин. Соответст-
вующая небольшая пластическая деформация (0,5—1 %) осущест-
влялась в условиях изгиба, растяжения или кручения в зависи-
мости от условий работы упругого элемента с последующим отпу-
ском, значительно повышающим весь комплекс свойств этих изде-
лий. Вместе с тем при использовании технологического процесса
деформационного старения мартенсита для конкретных изделий
(в том числе и для пружин) следует учитывать анизотропию разви-
тия пластической деформации в цикле этого процесса, а также воз-
можность явления эффекта Баушингера. Поэтому важно, чтобы
схема нагружения при деформации соответствовала действующей
в условиях службы.
Глава V
СОСТАВ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ, УПРОЧНЯЕМЫХ
МАРТЕНСИТНЫМ ПРЕВРАЩЕНИЕМ
1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА, СВОЙСТВ
И ОБРАБОТКИ ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
Самый распространенный класс пружинных сплавов —стали,
упрочняемые мартенситным превращением. Эти стали используют
и различных областях машиностроения и приборостроения для из-
готовления весьма ответственных упругих элементов. Если совсем
недавно к этому классу относили главным образом углеродистые,
низко- и среднелегированные стали, то в настоящее время в связи
с ростом требований, предъявляемых к упругим элементам, в него
следует включить новые высоколегированные и, наконец, безугле-
родистые мартенситно-стареющие стали. Кроме новых составов
пружинных сталей, обеспечивающих более высокий уровень
свойств упругих элементов, в последнее время разработаны новые
методы металлургического производства, термической и термоме-
ханической обработки, которые также позволяют существенно
повысить основные свойства указанных изделий.
Пружинные стали этого самого распространенного класса
представлены большим числом марок. Их объединяет общий меха-
низм упрочнения, основанный на мартенситном превращении. Это
превращение, происходящее при закалке, обеспечивает высокие
значения твердости и прочности, характеризующие сопротивление
металла значительным пластическим деформациям. Однако со-
93
противление малым пластическим деформациям — основная ха-
рактеристика пружинных сплавов — после закалки оказывается
низким, особенно если при этом исключены процессы перераспре-
деления атомов углерода в решетке мартенсита. При этом предел
упругости или напряжение течения закаленной стали мало зави-
сит от морфологии кристаллов мартенсита и соответственно от их
внутренней субструктуры, хотя с ростом концентрации углерода
влияние этого параметра структурного состояния, по данным
Дж. Уилтона и П. Велли, возрастает и двойникованный мартенсит
оказывается несколько более прочным. В массивном (реечном)
мартенсите сталей с содержанием углерода до 0,6 % С наблю-
дается большая плотность дислокаций в виде скоплений, которые
и препятствуют развитию скольжения, взаимодействуя с внедрен-
ными атомами углерода. При содержании углерода 0,6—1 % С
в структуре растет количество двойникованных кристаллов (иногда
в одном кристалле имеются области с высокой плотностью дисло-
каций и двойники). В высокоуглеродистой стали (~1 % С) мартен-
ситные кристаллы являются внутренне двойникованными. В та-
ких кристаллах скольжение по некоторым из плоскостей затруд-
няется из-за малого расстояния между двойниками (1—50 нм).
Границы этих двойников уменьшают число возможных систем
скольжения в мартенсите.
В обычных условиях закалки стали, во время охлаждения ее
или после выдержки в ней неизбежно протекают процессы диффу-
зионного перераспределения атомов углерода, достигается не-
большой рост сопротивления малым пластическим деформациям
с увеличением содержания углерода. Так, у стали с 0,2 % С пре-
дел упругости 0*0,0002 составляет после закалки 130 МПа, у стали
с 0,4 % —около 140 МПа, а у стали с 0,8 % С —200 МПа [78].
В условиях закалки стали, исключающих процессы перерас-
пределения атомов углерода в мартенсите, сопротивление микро- и
малым пластическим деформациям оказывается существенно ниже
приведенных значений. Так, по данным Ю. Г. Андреева, напряже-
ние течения стали У8, вызывающее остаточную деформацию, при-
мерно равную 10"5, составляет 50 МПа. При этом аппроксимация
экспериментально полученной зависимости т =• т0 + h / уПласт
в области малых упласт (при то -* 0) дает низкие значения коэффи-
циента упрочнения h.
Еще нельзя количественно оценить вклад в упрочнение суб-
структуры мартенсита и изменения степени диффузионного пере-
распределения атомов углерода в процессах самоотпуска и старе-
ния, которые играют, по-видимому, превалирующую роль. При
этом процессы старения при 20 °C, когда преобладает двухфазный
распад мартенсита, оказываются, по данным М. А. Штремеля,
более интенсивными в двойникованном мартенсите.
Как показали М. А. Штремель и Ю. Г. Андреев, степень рас-
пада мартенсита при старении и, следовательно, количество пре-
пятствий скольжению линейно зависят от концентрации углерода.
9.4
Поэтому, по их мнению, распад твердого раствора не должен
влиять на общий закон упрочнения мартенсита, но абсолютные
величины свойств прочности и особенно сопротивление малым пла-
стическим деформациям, естественно, выше, чем в случае нераспав-
шегося мартенсита.
2. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА
Пружинная сталь после закалки наряду с повышенным содер-
жанием углерода в твердом растворе характеризуется высокой
плотностью дислокаций или
внутренних двойников, а так-
же мелкозернистой структу-
рой. Чем меньше зерно, тем
выше сопротивление малым
пластическим деформациям
(см. рис. 37), ниже локальные
концентрации напряжений
у границ зерен в местах
стыка кристаллов мартенсита
с границей исходного аусте-
нитного зерна и в процессе
последующего нагружения.
Поданным Г. А. Филиппова,
стабильное распространение
трещины происходит по гра-
ницам бывших зерен аусте-
нита, хотя окончательное
разрушение происходит через
зерно. Поэтому при мелком
Рис. 38. Влияние количества’остаточного аусте-
нита ЛоСт^на сопротивление малым пластиче-
ским деформациям закаленной "высокоуглеро-
дистой стали (Ю. Г. Андреев, М." А. Штремель,
И. Н. Кидин):
1 — сталь с 1,35 %С; 5,6 % остаточного аусте-
нита; 2 — сталь с 1,36 % С, 19,8 % остаточ-
ного аустенита; 3 — сталь с 1,37 % С, 30,2 %
остаточного аустенита
зерне меньше склонность
стали к хрупкому разрушению, особенно в высокопрочном состоя-
нии, и ниже температуры перехода из вязкого состояния в хруп-
кое. Для уменьшения склонности стали к хрупкому разрушению
также необходимо снижение уровня внутренних напряжений, тем
более что они снижают предел упругости, а их релаксация в гото-
вых пружинах в процессе службы создает нестабильность характ-
рпстик последних. С этой целью целесообразно применять ступен-
чатую и особенно изотермическую закалку пружин или, наконец,
использовать воздушно-закаливающиеся стали.
После термической обработки пружинная сталь должна также
содержать минимальное количество остаточного аустенита, так
как он характеризуется более низким пределом упругости, чем
мартенсит, особенно если в последнем произошли процессы старе-
ния. Поэтому в присутствии остаточного аустенита снижается со-
противление умеренным и малым пластическим деформациям
(рис. 38) изделия в целом.
95
По этой причине, а также из-за возможности превращения оста-
Точного аустенита в мартенсит при нагружении и особенно при
охлаждении до низких температур, сталь, содержащая в струк-
туре аустенит, обладает пониженной релаксационной стойкостью
и склонностью к замедленному разрушению, в результате чего
происходит преждевременное разрушение пружин даже в условиях
статического нагружения *
В связи с этим, чтобы уменьшить количество остаточного аусте-
нита, в процессе термической обработки пружин используют все
известные методы, в частности рационально выбирают условия
закалки, ее температуру и время нагрева, а также охлаждения.
Хотя в процессе отпуска пружин остаточный аустенит и может
претерпевать превращение и это приводит к росту предела упруго-
сти, продукты такого превращения характеризуются меньшим
сопротивлением малым пластическим деформациям, чем продукты
превращения мартенсита [61 ]. После обработки холодом, когда
структура стала полностью мартенситной, сталь характеризуется
более быстрым ростом предела упругости при отпуске, чем не под-
вергнутая такой обработке и содержащая большее количество
остаточного аустенита. Однако в работе П. Фишера утверждается,
что абсолютные значения предела упругости стали, обладающей
в закаленном состоянии структурой мартенсита и остаточного
аустенита после отпуска, вызывающего полный распад остаточ-
ного аустенита, и стали с исходной мартенситной структурой
после того же отпуска практически одинаковы. Этот вывод проти-
воречит данным работ [61 ] и практическим результатам.
Окончательные свойства пружин определяются условиями
отпуска, в процессе которого реализуются потенциальные воз-
можности для повышения сопротивления малым пластическим де-
формациям и всего комплекса прочностных свойств, создаваемые
в процессе закалки мартенситным превращением. При этом суще-
ственное влияние на процессы последующего отпуска и достигае-
мые после него свойства оказывают главным образом содержание
углерода в мартенсите и его субструктура (плотность и распреде-
ление дислокаций, наличие микродвойников), но субструктура,
по-видимому, в меньшей степени.
Максимум сопротивления микро- и малым пластическим де-
формациям закаленных сталей достигается после отпуска в темпе-
ратурном интервале 200—400 °C, когда в структуре в результате
распада кристаллов мартенсита образовалось большое число дис-
персных частиц карбидов, когерентно связанных с решеткой мар-
тенсита и расположенных как в объеме кристаллов, так и по гра-
ницам двойников.
Можно предположить, что определенный вклад в рост указан-
ных свойств при отпуске вносят повышенная плотность дислокаций
и их перераспределение. Однако еще нет прямых структурных
доказательств о характере этих изменений, которые, как можно
предположить, относятся к полигонизационному типу.
96
Рост предела упругости при отпуске иногда объясняют снятием
остаточных напряжений, возникших в процессе закалки, но эта
точка зрения не имеет убедительного экспериментального под-
тверждения.
Многие авторы считают, в частности, П. Фишер, что основная
причина увеличения сопротивления малым пластическим деформа-
циям при отпуске — распад остаточного аустенита. Хотя это пре-
вращение и оказывает существенное влияние, но основной вклад,
как полагают В. Я- Зубов и С. В. Грачев, вносят структурные про-
цессы, происходящие в мартенсите — образование сегрегаций и
выделение дисперсных когерентно связанных с матрицей карбидов.
Кроме того влияет и происходящее в этой области температур,
как показали А. Келли и И. Наттинг, изменение дислокационной
структуры. В частности, в стали 65 максимум предела упругости
достигается после отпуска при 250 °C, когда в ней произошли про-
цессы, отвечающие второй стадии превращения. В результате
этого отпуска завершен распад остаточного аустенита. При этом
в решетке мартенсита остается лишь небольшое количество угле-
рода (примерно 0,1 %), а основная его часть находится в карби-
дах (е-карбид и неравновесный цементит), когерентно связанных
с мартенситом. При этом в мартенсите остается высокая плот-
ность дислокаций, частично перераспределившихся.
Имеется несомненная общность между процессами изменения
дислокационной структуры, происходящими при отпуске стали,
закаленной на мартенсит, и стали, подвергнутой пластической де-
формации. Чтобы в результате отпуска был достигнут высокий пре-
дел упругости, сталь в исходном состоянии после мартенситного
превращения или деформационного наклепа должна иметь доста-
точно высокую плотность дислокаций. Во время отпуска и в зака-
ленной, и в деформированной стали происходят имеющие между
гобой много общего процессы изменения исходной дислокацион-
ной структуры мартенсита или феррита: образование разнообраз-
ных сегрегаций и выделение карбидных частиц (особенно из мар-
тенсита), закрепляющих дислокации и тем самым стабилизирую-
щих субструктуры. Именно поэтому предел упругости деформиро-
ванной или закаленной стали после отпуска тем выше, чем выше
степень пластической деформации или соответственно больше
концентрация углерода в мартенсите.
Однако достигаемое в этих двух случаях упрочнение характе-
ризуется различной устойчивостью. Релаксационная стойкость
пружин из стали после закалки и отпуска выше (рис. 39), чем
после деформационного наклепа и отпуска, при равных значениях
предела прочности. Этот эффект можно объяснить более равномер-
ным распределением дислокаций, образующих более стабильные
системы в стали после закалки и отпуска, чем после наклепа и
того же отпуска. Режим отпуска закаленной стали должен обеспе-
чивать не только достижение определенной структуры продуктов
превращения мартенсита, но и достаточно полное превращение
4 Рахштадт А. Г. 97
остаточного аустенита, отрицательно влияющего на свойства пру-
жинной стали.. Состав стали и режим ее закалки назначают так,
чтобы остаточный аустенит достаточно полно превращался при об-
работке холодом, что наиболее целесообразно, либо в процессе
отпуска, но при таких его температурах и такой продолжитель-
ности, при которых не изменяется структура продуктов превра-
щения мартенсита и, следовательно, не снижается его сопротив-
ление малым пластическим деформациям.
Для надежной работы пружин в условиях длительного стати-
ческого и динамического нагружения, а также при наличии кон-
центраторов напряжений режим отпуска, кроме высокого уровня
Рис. 39. Релаксационная
стойкость пружин из стали
70С2ХА после закалки и от-
пуска при 350 °C (/), а также
после деформации и отпуска
при 350 °C (2) (В. Я- Зубов,
В. Р. Бараз, Л. Е. Попова):
а — tp = 50 °C; б - tp =
=250°С, о0—исходное напря-
жение; ор — релаксирующее
напряжение
предела упругости, должен обеспечить определенный уровень
пластичности и вязкости при повышенном сопротивлении хруп-
кому разрушению.
По указанным причинам режим отпуска должен быть строго
регламентированным не только по температуре, но и по продолжи-
тельности. Так, максимальное значение предела упругости дости-
гается у стали У10А после закалки и отпуска при 250 °C, 15 мин
или после отпуска при 350 °C в течение 1 с; у стали 70С2ХА —
после отпуска при 350 °C, 1 мин [167 ], у стали 50ХФА — в случае
отпуска при 300 °C, 10 мин (о0>01 = 1270 МПа), а при увеличении
выдержки до 45 мин предел упругости снижается до 780—800 МПа.
Поэтому на практике устанавливают следующие температуры
отпуска пружин: 320—360 °C для стали У10А; 380—480 °C для
70С2ХА и 370 — 420 °C — для 50ХФА.
3. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
ПОСЛЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ЗАКАЛКИ
Высокие значения сопротивления малым пластическим дефор-
мациям и повышенная релаксационная стойкость могут быть до-
стигнуты и в результате изотермической закалки только в том
случае, если при этом, как впервые установили А. И. Стрегулин и
Ф. С. Коцин, образуется структура нижнего бейнита.
Более высокие значения предела упругости стали в состоя-
нии высокой твердости после изотермической закалки по сравйе-
98
нию с обычно закаленной при равной твердости можно объяснить
иной субструктурой и особенностями выделения дисперсных кар-
бидов (эти карбиды образуются по плоскостям {112}, по которым
располагаются и дефекты упаковки). Поэтому препятствия дви-
жению дислокаций весьма эффективны.
Интересно, что высокие значения предела упругости стали,
закаленной на нижний бейнит, достигаются несмотря на присут-
ствие в ней иногда весьма значительных количеств остаточного ау-
стенита, при которых сталь после обычной закалки и отпуска об-
наружила бы резкое снижение этих свойств. По-видимому, такое
поведение остаточного аустенита в стали, подвергнутой термиче-
ской обработке по этим двум вариантам, объясняется различным
его структурным состоянием.
Изотермическая закалка обеспечивает более высокую вязкость
стали, меньшую ее чувствительность к надрезу, правда, при не-
сколько меньшем пределе текучести, чем после обычной закалки
и низкого отпуска. Изотермическая закалка должна быть (и это
подтверждается практически) наиболее эффективной именно для
пружинных сталей, имеющих повышенное содержание углерода.
В этих сталях при обычной закалке, как известно, формируется
в основном двойникованный мартенсит, который и определяет их
повышенную склонность к хрупкому разрушению.
В то жсвремя образующийся в этих сталях при изотермической
закалке на нижний бейнит a-твердый раствор не имеет двойнико-
ванного строения, так как последний образуется из участков аусте-
нита с пониженным содержанием углерода. В итоге после изотер-
мической закалки сталь характеризуется более благоприятным
сочетанием свойств прочности и вязкости и, в частности, параметра
/<1С, чем после обычной закалки \ Существенно, также и то, что
остаточный аустенит, фиксируемый после изотермической закалки,
менее склонен к превращению в мартенсит при развитии трещины
по сравнению с остаточным аустенитом после обычной закалки, и
таким образом он повышает трещиностойкость стали. Наконец,
/га повышенная стабильность остаточного аустенита к превраще-
нию в мартенсит проявляется и в области микро- и малых пласти-
ческих деформаций. Именно поэтому сталь после изотермической
шкалки обладает, даже при повышенном количестве остаточного
аустенита, достаточно высоким пределом упругости. Возможно,
что возрастает и сопротивление пластической деформации самого
остаточного аустенита за счет преобразования его субструктуры и
выделения частиц карбидов в процессе изотермической выдержки.
1 В легированных среднеуглеродистых сталях, например 42ХМФА, как
показали А. П. Гуляев, В. Н. Зикеев и Ю. С. Голованенко [79], закалка на
нижний бейнит в условиях непрерывного охлаждения обеспечивает несколько
повышенную (на 40 °C) критическую температуру хрупкости (Т50), но при .бо-
.'|<т высокой работе (на 230 кДж/м2) распространения трещины (ат). Однако воз-
можно, что повышение критической температуры хрупкости связано с частичным
образованием и верхнего бейнита, отрицательно влияющим на свойства стали.
4
99
Существенно, что сталь со структурой нижнего бейнита
(HRC ^40) обладает не только высоким пределом упругости, но
также и более высокой усталостной прочностью при той же твер-
дости, что и сталь после закалки на мартенсит и отпуска, поскольку
в первом случае, как указывали Ф. Борик и Р. Чапман, ниже ве-
личина микронапряжений, а форма карбидных частиц более равно-
осная. У стали со структурой верхнего бейнита (HRC <40) уста-
лостная прочность ниже, чем у закаленной на мартенсит и под-
вергнутой отпуску, поскольку карбидные частицы в верхнем бей-
ните, имеющие пластинчатую форму и более крупные размеры,
располагаются по границам кристаллов a-фазы и поэтому играют
роль концентраторов напряжений.
Таким образом, у стали, подвергнутой изотермической закалке,
можно обеспечить высокий комплекс свойств, имеющих основное
значение для таких изделий, как пружины. Кроме того, после изо-
термической закалки сталь обладает повышенной пластичностью
и вязкостью, а также более высоким сопротивлением отрыву.
Еще более высокие свойства пружин могут быть получены в том
случае, если после закалки на нижний бейнит их подвергнуть до-
полнительному отпуску при температурах, близких к температуре
образования этой структуры. Этот эффект подтвержден экспери-
ТАБЛИЦА 8. ИЗМЕНЕНИЕ ПРЕДЕЛОВ УПРУГОСТИ,
МОДУЛЕЙ УПРУГОСТИ И КРИТЕРИЕВ
УПРУГОГО ПОСЛЕДЕЙСТВИЯ1 ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
ИСПЫТАНИЯ И ВЕЛИЧИНЫ НАПРЯЖЕНИЯ о СТАЛИ У9А
В РЕЗУЛЬТАТЕ ОТПУСКА ПОСЛЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ЗАКАЛКИ
(С. О. ЦОБКАЛЛО)
Обработка и 03 С % о о о to «5 Е £ С*5 О О о to л Е 1О о о o' to <я Е Н Е to О'- 05 О о СО <1 хр 0s* ео О й х® О'» 05 О ’л \о со° <1 О'- 8
Изотермическая 18 690 1080 1270 201 1030 2,43 0,55 0,51 17
закалка с 800 °C 18 690 1080 1270 201 1225 3,34 1,01 0,79 18
на 350 °C 18 690 1080 1270 201 1370 6,26 3,66 0,72 7
То же и отпуск 18 1060 1370 1420 203 1000 0,94 0,29 0,33 27
при 350 °C, 15 мин 18 1060 1370 1420 203 1235 1,26 0,44 0,43 25
18 1060 1370 1420 203 1360 3,07 2,78 0,46 8
100 314 853 1050 199 765 2,4 2,65 3,08 16
200 176 480 647 194 775 7,0 3,65 4,65 37
1 Упругое последействие, по предложению С. О. Цобкалло, характеризуется сле-
дующими критериями: Д810 — прямое упругое последействие за 10 мин, %; т — при-
рост деформации прямого упругого последействия за период от 10 до 120 мин, %; Д80^р —
обратное упругое последействие за 60 мин, %; а = Аеобр/ДеПр — степень обратимости
процесса последействия.
100
ментально для большого числа сталей, например 60С2, 65С2ВА,
У9А, 65Г, 50ХФА, 70С2ХА и др.
Изотермическая закалка в сочетании с последующим отпуском
обеспечивает существенное повышение предела упругости и резкое
снижение упругого последействия (как прямого, так и обратного)
по сравнению с одной изотермической закалкой (табл. 8).
Кроме того, применение названной нами двойной изотермиче-
ской обработки позволяет повысить усталостную прочность, ре-
лаксационную стойкость, вязкость и пластичность. Несмотря на
эффективность применения для пружин отпуска после изотерми-
ческой закалки, до сих пор еще не установлены причины его воз-
действия на структурное и напряженное состояние стали. Можно
предполагать, что определенный вклад в описанное изменение
свойств вносит отпуск мартенсита, образовавшегося в процессе
охлаждения от температуры изотермического превращения, неко-
торое уменьшение количества остаточного аустенита (на 2—3 %
для стали 60С2) и выделение из него карбидов, особенно если этот
аустенит был обогащен углеродом. Карбиды выделяются и из
a-фазы нижнего бейнита. По данным работы [80], в нижнем бей-
ните, например стали 45, около 0,18 % С находится связанным
с дефектами кристаллической структуры. При последующем от-
пуске, как это рассчитано путем сопоставления темпов снижения
сопротивления разрушению и уменьшению содержания углерода
в a-фазе за счет его выхода из дефектов, происходит, как считают
авторы, рост размеров цементитных пластинок \ Однако некото-
рые из данных [80] свидетельствуют и о частичном образовании
зародышей новых частиц цементита, а не только роста ранее при-
сутствующих частиц.
Рентгеноструктурный анализ не выявил заметных различий
между периодами решетки a-фазы до и после отпуска. Интересно,
что дополнительный отпуск не дает заметного эффекта, если в ре-
зультате изотермической закалки была получена структура верх-
него бейнита, присутствие которой вообще недопустимо для пру-
жин. Приведенные данные о влиянии изотермической закалки с до-
полнительным отпуском показывают, что подобную обработку
целесообразно применять для большого числа пружин различного,
в том числе и ответственного, назначения. Использование после
изотермической закалки дополнительного отпуска расширяет об-
ласть ее применения, поскольку после этого отпуска можно полу-
чить требуемый комплекс свойств, который при равной твердости
пли прочности будет выше, чем после изотермической закалки на
верхний бейнит или после обычной закалки на мартенсит и отпуска.
Режимы изотермической закалки углеродистых и легирован-
ных сталей приведены далее.
1 Об этом, как указывается в работе [80], свидетельствует тот факт, что
н’мп снижения сопротивления разрушению меньше, чем уменьшение концен-
‘I рации углерода, связанного с дефектами в решетке а-фазы.
101
4. УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ, j
упрочняемые; мартенситным превращением-
Углеродистые стали в результате закалки и отпуска при соот-
ветствующем содержании углерода приобретают высокий комплекс
механических свойств, необходимый для пружин. Только в малых j
сечениях (диаметром <2 мм) углеродистая сталь после закалки >
и отпуска по абсолютным значениям прочностных свойств уступает
патентированной и наклепанной.
После закалки и отпуска пружинная сталь приобретает высо-
кие, практически изотропные значения предела упругости и ре-
лаксационной стойкости, превосходящие при равной прочности
эти характеристики для патентированной, а затем деформирован-
ной стали.
По указанным причинам в промышленности широко исполь-
зуют закаленную и отпущенную проволоку, характеризующуюся
прямолинейностью, или ленту, изготовляя из них пружины сравни-
тельно простой конфигурации. Проволоку после закалки и отпуска
изготавливают из углеродистой стали 68А, а также из сталей с по-
вышенным содержанием марганца 65ГА и 68ГА и из легированной
стали 50ХФА.
Свойства прочности такой проволоки тем выше, чем
меньше ее диаметр. Так, проволока диаметром 1,2 мм имеет сгв
1800 МПа, а диаметром 5 мм — ов > 1350 МПа. Закаленную и
отпущенную ленту изготавливают из углеродистых сталей У7А— i
У12А, а также из стали с повышенным содержанием марганца
(65Г) и легированных 60С2А и 70С2ХА. Эта ленту по уровню проч-
ности разделяют на три группы: 1П с сгв = 1300-^-1600 МПа и
HV 375—485; 2П с ов - 1610-1900 МПа и’НУ 486—600 и ЗП с
ов = 1900 МПа и HV 600. При этом чем выше уровень проч-
ности, тем меньше вязкость ленты, характеризуемая числом пере-
менных гибов.
Готовые пружины, изготовленные из проволоки или ленты,
подвергают в дальнейшем только низкому отпуску, главным обра- i
зом для снятия напряжений. Поверхность термически обработан-
ной ленты, обладающей высокой прочностью и высоким значением ;
предела упругости, для уменьшения опасного влияния концентра- ’
торов напряжений и [склонности [к],хрупким разрушениям шли- j
фуют и полируют, а кромки делают закругленными. После от- 1
делки поверхности ленту подвергают низкому отпуску в воздуш-
ной среде, в процессе которого на поверхности возникает тонкая
окисная пленка, и лента становится колоризованной. Этот про-
цесс колоризации улучшает эксплуатационную стойкость ленточ- j
ных пружин. Последний эффект объясняется более полным разло-
жением остаточного аустенита, снятием зональных напряжений и
улучшением субструктурного состояния поверхностного слоя.
Однако применяемые на практике режимы колоризации ленты при |
200 °C не всегда обеспечивают достижение оптимальных свойств/
102
и Ё этих случаях после изготовления пружины целесообразно под-
вергать дополнительному отпуску при 200—300 °C.
Операции, улучшающие качество поверхности, в сочетании
с последующим низким отпуском позволяют достичь высоких зна-
чений пределов упругости и выносливости. Поверхность закален-
ной и отпущенной проволоки также целесообразно подвергать
шлифованию и полированию с последующим низким отпуском, что
повышает ее усталостную прочность и сопротивление замедлен-
ному разрушению.
В тех случаях, когда пружины должны иметь сложную форму,
которую им придают сложной гибкой или холодной штамповкой
с вытяжкой, исходные полуфабрикаты должны быть в отожженном
состоянии. В этом случае готовые пружины, имеющие необходимую
конфигурацию, подвергают закалке и отпуску.
Для изготовления пружин, подвергаемых как деформацион-
ному упрочнению, так и закалке с отпуском, используют стали
с повышенным содержанием углерода (примерно 0,7—1,2 %).
Выбор этих сталей обусловлен тем, что с повышением содержания
углерода увеличиваются прочностные свойства мартенсита, вклю-
чая и сопротивление малым пластическим деформациям, которое
при этом возрастает относительно слабо. Однако прочностные свой-
ства стали в целом при повышении концентрации углерода могут
даже снижаться из-за возрастания количества остаточного аусте-
нита. Для учета влияния остаточного аустенита и углеродистой
стали можно использовать формулы, предложенные М. А. Штре-
мслем и Ю. Г. Андреевым.
С увеличением содержания углерода возрастают пределы упру-
нн’ти и текучести стали после отпуска (рис. 40), а также снижается
пи утреннее трение при повышенных напряжениях, т. е. так на-
пиваемое микропластическое внутреннее трение. Это объясняется
тем, что с увеличением содержания углерода изменяется субструк-
тура мартенсита, а в результате отпуска выделяется возрастающее
количество частиц карбидной фазы и соответственно уменьшается
меж карбидное расстояние. Эти факторы и определяют высокое
сопротивление стали движению дислокаций. В присутствии боль-
шого количества карбидных частиц в стали с повышенным содер-
жанием углерода замедляется процесс уменьшения плотности ди-
слокаций и преобразования их систем по полигонизационному
чипу. Естественно, что чем выше содержание углерода, тем выше
температура, до которой сохраняется оптимальная дислокацион-
ная структура a-фазы, дисперсность частиц карбидов и соответ-
ciheiino малое межкарбидное расстояние, определяющие высокое
йначепие предела упругости.
Уменьшение межкарбидного расстояния с увеличением содер-
жания углерода в стали одновременно с ростом упрочнения приво-
ди । к снижению пластичности и показателей вязкости разрушения.
Последний параметр в зависимости от содержания углерода или
с<н»i вегственно от уровня упрочнения (при постоянном режиме от-
103
йуска) изменяется с экстремумом [811. При обработке на одий й
тот же уровень прочности сталей с возрастанием содержания угле-
рода (что может быть достигнуто в результате отпуска при соответ-
ственно повышающихся температурах, т. е. при увеличивающемся
межкарбидном расстоя-
нии), значение К1С этих
сталей оказывается оди-
наковым. В условиях
постоянства межкарбид-
ного расстояния рост
размера карбидных ча-
стиц за счет увеличения
содержания углерода
в стали и повышения
температуры отпуска не
влияет на такие харак-
теристики, как KiCi ве-
личину критического
раскрытия трещины и
в, МПа в,
80
00
60
50
1000
500
О 200 000 600 О
^отп-, °C
Рис. 40. Зависимость свойств стали от температуры отпуска [781:
а — сталь с 0,20 % С и 0,89 % Мп (закалка с 910 °C); б — сталь с 0,41 %
С и 0,72 % Мп (закалка с 945 °C); в — сталь с 0,82 % С и 0,84 % Мп
(закалка с 845 °C)
работу развития разрушения ат [81]. По’указанным причинам
следует назначать для высокоуглеродистой стали более высокие
температуры отпуска, чем для среднеуглеродистой. Предел упру-
гости и температура отпуска, соответствующая его максимуму,
зависят от содержания углерода следующим образом [781:
Содержание углерода, % 0,2
Температура отпуска, °C 315
Предел упругости
а0,ооо2» МПа ........... 686
0,41 0,83
315 370
774 853
104
ТАБЛИЦА 9. РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА (МИНИМАЛЬНЫЕ)
РЕССОРНО-ПРУЖИННОЙ СТАЛИ
Сталь Критические точки, СС / * ‘зак» СС а0,2> МПа МПа б5, % •Ф. %
Aci Ас3
65 727 782 840 785 981 10 35
70 730 743 830 834 1030 9 30
75 730 — 820 834 1079 9 30
80 730 — 820 932 1079 8 30
85 730 — 820 981 1128 8 30
У9А 730 — 760—790 — — — —
У10А-У12А 730 — 770—810 — — — —
60Г — — 830 785 981 8 30
65Г — — 830 785 981 8 30
70Г — — 830 834 1030 7 25
55С2; 55С2А 775 840 870 1177 1275 6 30
6062; 60С2А 750 820 870 1177 1275 6 25
60С2Г 750 820 870 1324 1471 6 25
70СЗА — — 850 1471 1668 6 25
50ХГ; 50ХГА 750 775 850 1177 1275 7 35
55ХГР 750 790 850 1177 1275 7 35
50ХФА — — 850 1079 1275 8 35
50ХГФА — — 850 1324 1422 6 35
55С2ГФ — — 870 1373 1570 6 25
60С2ХФА — — 870 1471 1668 6 25
60С2ХА — — 870 1324 1471 6 25
65С2ВА — — 850 1666 1862 5 20
60С2Н2А — — 870 1324 1471 8 30
Примечания: 1. Стали У9А — У12А и 55С2, 55С2А можно закаливать в
масло или в воду, остальные стали — только в масло.
* Стали У9А, У10А—У12А подвергают отпуску при 300—420 °C, сталь 65С2ВА —
при 420 иС, все остальные стали — при 470 °C.
Таким образом, во всех случаях, когда необходимо получить
высокую упругость и другие необходимые характеристики пру-
жин, следует выбирать высокоуглеродистую сталь предпочти-
тельно марок У10А—У12А. Хотя эти стали после закалки содер-
жат в мартенсите такую же высокую концентрацию углерода,
как и У8А или У9А, но последние характеризуются большей склон-
ностью к росту зерна, что нежелательно. Сечение изделий и полу=
фабрикатов из углеродистой стали должно быть таким, чтобы обес-
печивалась полная прокаливаемость. Фиксирование в структуре
даже малых количеств троостита резко снижает предел упругости.
Для получения высоких упругих свойств пружины из углеро-
дистой стали подвергают не только обычной закалке с отпуском, но
п ступенчатой и изотермической закалке с отпуском. Химический
состав и свойства углеродистых пружинных сталей приведены
в табл. 9. Пружины из стали 78А—У12А закаливают с 770—
780 °C в воде и с 790—800 °C в масле. Температуру отпуска изме-
няют в широких пределах: от 350 до 440 °C в зависимости от тре-
105
буемых свойств — предела прочности, предела упругости, пла-
стичности и сопротивления разрушению 1. Твердость пружин
после отпуска обычно находится в пределах HRC 44—48. При бо-
лее высокой твердости повышается склонность к замедленному
хрупкому разрушению под нагрузкой. Исходя из этих же требова-
ний, предъявляемых к механическим и упругим свойствам, назна-
чают продолжительность отпуска. Максимальная температура
службы пружин из углеродистых сталей 150 °C.
При изготовлении высокопрочной пружинной ленты исполь-
зуют главным образом ступенчатую закалку, поскольку этот ме-
тод позволяет получить ленту без трещин и с минимальным короб-
лением 2. Переохлаждение ленты осуществляют в свинцовосурь-
мяном сплаве с температурой 320 °C. Далее при охлаждении ленты
происходит мартенситное превращение с максимально возможной
степенью полноты и отпуск при температуре ванны от 380 до
580 °C (при движении ленты) в зависимости от требуемой проч-
ности.
Для ленты из стали У10А температура отпускной свинцовой
ванны зависит от группы прочности:
/, °C........... 370—430 430—500 490—570
Группа прочности ЗП 2П 1П
Если отпуск производится в так называемых «утюжках» при
непрерывном движении через них ленты, то температура в них
поддерживается на 50—60 °C выше, чем в свинцовой ванне, а его
продолжительность сильно сокращается.
Свойства сталей У8А и 70С2ХА после ступенчатой закалки и
отпуска могут быть существенно улучшены, если этой закалке
подвергнуть стали после предварительного патентирования. При
этом улучшается прочность, но особенно заметно возрастает число
гибов с перегибом [135].
Изотермической закалке подвергают готовые пружины. Режим
обработки пружин из сталей 65 и 65Г следующий; нагрев при
820 ± 10 °C и изотермическая выдержка в селитровой ванне 15—
20 мин при 325—350 °C (HRC 46—48). Режим обработки пружин
из сталей У8А—У12А: нагрев при 800 ± 10 °C и изотермическая
выдержка 10 мин при 315—335 °C (HRC 43—48) или 15—20 мин
при 320—360 °C (HRC 40—48). После указанных режимов изо-
термического превращения на нижний бейнит пружины охла-
ждают в воде (или на воздухе), промывают. Как показывают
данные работы автора и П. Н. Бурькова, свойства пружин за-
метно улучшаются после дополнительного отпуска в той же об-
ласти температур, где образовывался нижний бейнит.
1 Максимальная релаксационная стойкость сталиУ8А при 20 °C, по данным
Л. А. Селяво, достигается после отпуска при 300 °C, а стойкость при 150 °C —
после отпуска при 370 °C.
? Применяется также и закалка в вазелиновом масле, однако с использова®
нием специальных устройств, выпрямляющих ленту.
106
Важно, что применение отпуска после изотермической закалки,
по данным В. А. Коваленко \ не только повышает предел упру-
гости стали 65Г, но и сужает рассеяние свойств пружин по срав-
нению с получаемым после указанного метода закалки. В. А. Ко-
валенко отмечает, что лучшие свойства пружин из стали 65Г
достигаются после изотермической закалки: нагрев 820—830 °C,
выдержка при 270—280 °C и отпуск 380—390 °C, когда твердость
пружин соответствует HRC 45—48. Для проведения изотермиче-
ской закалки с последующим отпуском мелких пружин приборов
В. А. Коваленко сконструировал и с успехом внедрил в промыш-
ленность автоматизированный агрегат.
По данным В; А. Коваленко, большим достоинством изотерми-
ческой закалки пружин на нижний бейнит является их меньшая
склонность к наводороживанию при травлении, производимого
для последующего нанесения гальванического покрытия кадмием.
В. А. Коваленко показано, что наибольшее поглощение водорода
в результате указанных технологических операций достигается
после обычной закалки и отпуска и после изотермической закалки,
когда твердость стали находится в интервале HRC 45—52. При
этом после изотермической закалки количество поглощенного
водорода меньше, а отсюда, естественно, меньше и склонность
пружин к хрупкому разрушению. Имеются данные о том, что
в случае применения после изотермической закалки дополнитель-
ного отпуска склонность стали к наводороживанию оказывается
еще меньше.
Изотермическая закалка была применена и для упрочнения
проволоки из сталей 68А, 65ГА и 50ХФА, подвергаемой обычно
закалке и отпуску [82 ]. Показано, что предел прочности проволоки
после изотермической закалки с выдержкой при 280—350 °C
не уступает получаемому после обычной закалки и отпуска, но
число переменных гибов и число скручиваний в первом случае
значительно выше. В работе [82] предложен метод сокращения
продолжительности распада переохлажденного аустенита в об-
ласти бейнитного превращения, что важно для обеспечения не-
прерывного скоростного процесса обработки. Этот метод заклю-
чается в создании в аустените напряжений за счет внешних уси-
лий, приводящих к ускорению указанного превращения.
Об ускорении процесса превращений свидетельствуют следу-
ющие данные. В частности, под действием напряжений ~30 МПа
продолжительность инкубационного периода превращения пере-
охлажденного аустенита стали 68А при 370 °C сокращается по
сравнению с продолжительностью при напряжении 7 МПа на
КО %, а общее время распада в этих же случаях уменьшается на
37,5 %. Примерно такой же эффект от напряжений получен и
1 В. А. Коваленко, Исследование и разработка технологии изотермической
-‘.жалки стальных пружин для изделий сельскохозяйственного и общего машино-
< । роения. Автореф. канд. дис. Киев, 1974.
107
на сталях 65ГА и У8. Автор работы [821 полагает, что причина
ускорения превращения связана с тем, что напряжения облегчают
процессы перераспределения атомов углерода в аустените и тем
самым рост кристаллов a-фазы. Наконец, предполагается, что
напряжения повысят мартенситную точку, и тогда у ^-прев-
ращение сможет произойти в областях аустенита с увеличенной
концентрацией углерода по сравнению с превращением без дей-
ствия напряжений.
Анализ значений предела упругости углеродистых сталей,
полученных в результате их упрочнения мартенситным превраще-
нием, показывает, что при соответствующем содержании углерода
углеродистые стали не уступают легированным.
Обладая высокими упругими свойствами, углеродистые стали,
как материал для пружин, имеют в то же время и определенные
недостатки.
Во-первых, после фазового и тем более деформационного нак-
лепа они характеризуются меньшей релаксационной стойкостью,
чем легированные. Поэтому если пружины должны работать в ус-
ловиях релаксации напряжений или если требуется сниженное
прямое или обратное последействие, предпочтительно применять
легированную сталь.
Во-вторых, углеродистые стали имеют малую прокаливаемость,
и поэтому из них нельзя изготовлять сравнительно крупные пру-
жины, подвергаемые обычной или тем более изотермической за-
калке. Кроме того, из-за низкой устойчивости переохлажденного
аустенита закалка (даже пружин малого сечения) должна осуще-
ствляться при значительных скоростях охлаждения. Это приводит
к получению высоких остаточных напряжений, релаксация кото-
рых в процессе службы вызывает нестабильность характеристик
пружины.
В-третьих, углеродистые стали характеризуются малой устой-
чивостью против отпуска, и поэтому повышение температуры от-
пуска для увеличения пластических свойств и более полного
снятия остаточных напряжений приводит к сильному понижению
упругих и прочностных свойств. Поэтому в пружинах из углеро-
дистой стали не удается получить необходимого в ряде случаев
сочетания высоких упругих свойств и сопротивления разрушению.
5. ЛЕГИРОВАННЫЕ ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ,
УПРОЧНЯЕМЫЕ МАРТЕНСИТНЫМ ПРЕВРАЩЕНИЕМ
Легированные пружинные стали целесообразно разделить
на две группы: углеродсодержащие легированные стали; без-
углеродистые легированные стали (мартенситно-стареющие).
Углеродсодержащие легированные стали. Систематических дан-
ных о влиянии легирующих элементов на основные свойства пру-
жинных сталей в литературе нет. На основании теории легиро-
вания введение легирующих элементов в пружинные стали осно-
вывается на следующих главных положениях.
108
Прежде всего легирующие элементы (кроме кобальта) снижают
температуру мартенситного превращения, от которой в значитель-
ной степени зависит субструктура мартенсита — плотность и
распределение получаемых в нем дефектов строения, влияющих
на сопротивление микропластическим деформациям. Равная с угле-
родистой сталью температура мартенситного превращения леги-
рованной стали, а следовательно, и практически сходная суб-
структура мартенсита могут быть достигнуты при меньшем со-
держании углерода. По этой причине должно быть выше сопро-
тивление разрушению легированной стали по сравнению с угле-
Рис. 41. Связь между радиусом частиц карбидов (г) стали с 1,05 % С и величиной суб-
зерен (s) в зависимости от продолжительности нагрева при 700 °C (а), а также зави-
1/2
симость г и s от параметра r/f (б) для сталей:
/ — 0,49 % С, 0,74 % Мп и 0,18 % Si; 2 — 0,82 % С, 0,30 % Мп, 0,10 % Si; 3 —
1,05 % С, 0,20 % Мп, 0,20 % Si; 4 — 1,24% С, 0,17 % Мп, 0,16 % Si; I — размер суб-
зерен; // — радиус частиц
родистой. Поскольку при повышенном содержании легирующих
элементов в структуре стали после закалки может быть увеличен-
ное количество остаточного аустенита, то для его превращения
в мартенсит целесообразно применять обработку холодом.
Далее, карбидообразующие легирующие элементы, повышая
энергию активации диффузии атомов железа и углерода, соот-
ветственно увеличивают стабильность субструктуры мартенсита,
а также тех сегрегаций на дислокациях из атомов углерода (и
азота), которые возникают в процессе мартенситного превращения,
выдержки после его завершения при 20 °C и при последующем
отпуске.
Однако по данным В. И. Саррака, некарбидообразующие
элементы — кремний (2,7 %), кобальт (5 %) и особенно никель
(8 %) — заметно снижают энергию взаимодействия между дис-
локациями и атомами внедрения до значений 0,55 ± 0,03; 0,39 ±
I 0,03 и 0,16 ± 0,03 эВ соответственно по сравнению с 0,79 ±
I 0,01 эВ для технического (нелегированного) железа.
Кроме того, легирующие элементы — карбидообразующие и
кремний, повышают устойчивость карбидной фазы, уменьшая
скорость ее коагуляции, вследствие роста энергии активации
109
диффузии углерода и увеличения энергии связи вакансий, т. ё.
уменьшения их подвижности. Поэтому карбидная фаза легиро-
ванной стали вплоть до повышенных температур отпуска состоит
из весьма дисперсных частиц, влияние которых на плотность их
распределения, как показано в работе [83], определяет величину
субзерен сх-фазы при отпуске закаленной стали (рис. 41). Размер
ячеек или субзерен L равен: L = Crlf^2, где С — постоянная
величина (согласно Зинеру, С = 2,71); г — радиус частиц и f
их объемная доля. Этот эффект объясняется тем, что частицы кар-
бидов тормозят рост размеров ячеек. Таким образом, повышение
энергии активации диффузии содействует стабилизации структуры
легированной стали — как карбидной фазы, так и соответственно
субструктуры матрицы, так что мартенситная субструктура
может сохраняться вплоть до высоких температур отпуска. Вслед-
ствие влияния этих структурных факторов, замедляющих про-
цессы 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 проч-
ностные свойства, в первую очередь предела упругости, при по-
вышенных характеристиках пластичности, вязкости и сопротив-
ления разрушению, а также сниженные остаточные напряжения.
Количественная оценка влияния различных легирующих эле-
ментов на упрочнение стали во многих случаях противоречива,
поскольку разные авторы приводят данные об измерении различ-
ных прочностных свойств, но чаще величины пределов текучести
и прочности (или твердости), которые, как известно, характери-
зуют сопротивление сплавов развитию умеренных и больших пла-
стических деформаций соответственно.
Однако эти свойства характеризуют не только собственное
влияние легирующих элементов на фазовый состав и структуру
стали, включая и субструктуру, но также и те изменения микро-
структуры и субструктуры, которые происходят в стали в процессе
развития пластической деформации во время механических испы-
таний образцов для определения указанных свойств.
Таким образом, пределы прочности и текучести являются ин-
тегральной характеристикой влияния легирующих элементов на
исходное структурное и субструктурное состояние сплава и на его
изменение в процессе пластической деформации.
Естественно, что истинное упрочняющее влияние легирующих
элементов может быть установлено только по величине порога
или предела упругости, при определении которых исходное струк-
турное состояние сплава, зависящее от содержания легирующих
элементов, практически не изменяется. Таким образом, основные
свойства, определяющие качество пружин, имеют большое зна-
чение и для теории упрочнения сплавов.
В последние годы проведен ряд исследований, в которых изу-
чалось влияние легирования не только на величину упрочнения,
110
ТАБЛИЦА 10. ОПТИМАЛЬНЫЕ СОСТАВЫ СПЛАВОВ
И ЗНАЧЕНИЯ СВОЙСТВ [84]
Температура отпуска, °C Содержание элементов, % (по массе) С1с» кН/м а0,2» МПа
Мп Сг Мо Со
200 1,0 0,75 0,5 0 38,9 1575
300 1,0 0,75 0,5 0 30,4 1645
400 0,1 1,5 0,25 1,0 25,5 1510
500 0,1 1,5 0,25 1,0 60,8 1365
Примечание. При указанных температурах сплавы содержат 0,40% С;
1,0% Si; 1,5% Ni; 0,20% V.
характеризуемого пределом текучести, но и на параметры, оп-
ределяющие сопротивление разрушению. Однако данные этих
исследований по установлению влияния разных легирующих
элементов довольно противоречивы, что объясняется разным
основным составом сталей, неодинаковыми условиями обработки и,
наконец, определением разных параметров, принятых для харак-
теристики сопротивления разрушению.
По данным работы [84], в которой исследовали влияние ряда
наиболее распространенных легирующих элементов на значения
предела текучести и параметра вязкости разрушения Glc стали
с 0,4 % С после закалки и отпуска. Авторы указанной работы
установили, что содержание легирующих элементов, обеспечи-
вающее оптимальное соотношение указанных свойств, зависит
от режима отпуска и соответственно от получаемого при этом
структурного состояния стали. Однако, независимо от режима
отпуска и присутствия других легирующих элементов, лучшие
свойства достигаются при содержании 1 % Si, 0,2 % V и 1,5 % Ni.
Содержание других легирующих элементов для достижения
лучшего комплекса свойств зависит от выбранных температур
отпуска. Так, с повышением температуры отпуска целесообразно
увеличивать содержание хрома и кобальта и снижать количество
марганца (табл. 10). Авторы работы [84] не смогли объяснить
природу влияния всех указанных элементов. Отмечается лишь, что
положительная роль ванадия является результатом измельчения
зерна, а кремния — повышением упрочнения мартенсита и ростом
дисперсности карбидов.
Несколько неожиданным оказался вывод этих авторов о не-
целесообразности увеличения содержания никеля более 1,5 %.
Как указывает О. Н. Романив [85], такой вывод основан на по-
грешностях принятого факторного эксперимента из-за малого
числа опытов и применения не вполне обоснованных режимов
аустенитизации.
По данным многих работ, с увеличением содержания никеля
растут параметры вязкости разрушения. В частности, по данным
работы [86], с ростом содержания никеля снижается переходная 1
температура Ч В том же направлении влияет и ванадий. Остальные :1
исследованные легирующие элементы — кремний, молибден и 1
марганец, повышают эту переходную температуру, хотя, по !
данным предыдущей работы, кремний не должен снижать сопро- - |
тивления хрупкому разрушению. 1
Что же касается марганца, то оценка его влияния на сопротив- -Я
ление разрушению различна. Согласно данным [84, 86], целе-
сообразно уменьшать содержания марганца, особенно при ис-
пользовании режимов высокого отпуска, а в работе [87], напро-
тив, показано, что при увеличении содержания марганца от 0,1 ]
до 0,6 % в стали типа 60Н параметр вязкости разрушения растет |
независимо от принятого уровня прочности (предела текучести). 4
Причины такого расхождения в оценке влияния марганца J
неясны. Это расхождение относится также и к влиянию ванадия Л
и хрома. Как было указано в работе [84], рекомендуется ограни- 1
чивать содержание ванадия до 0,2 %, правда, в сложнолегиро- 1
ванной стали, тогда как в ванадиевой стали оптимум работы 1
развития трещины при —10 и при —40 °C отвечает соотношению Я
V/C=l. ;
По данным Л. С. Лившица и др. [88], с увеличением отношения 1
Ме/С % (ат.) ] работа развития трещины и доля волокнистой I
составляющей в изломе растут, а при Ме/С > 1 снижаются. |
Для хромистой стали максимум работы развития трещины при 1
—10 °C отвечает отношению Cr/C = 1, а при —40 °C оно Я
равно 0,8. Я
Приведенные данные, несмотря на определенную их противо- Я
речивость, все-таки следует учитывать при выборе оптимального Я
легирования пружинных сталей. Однако для этих сталей в пер- Я
вую очередь должны быть установлены закономерности влияния Я
легирования на основные свойства пружин, определяемых со- Я
противлением малым пластическим деформациям в разных уело- Я
виях нагружения. Однако такие закономерности не установлены. Я
Так, в литературе очень мало систематических данных о влиянии Я
легирующих элементов на сопротивление развитию микропласти- Я
ческой деформации в легированном мартенсите после закалки и Я
в структуре стали после отпуска. й
Известно лишь, по данным И. Н. Кидина, М. А. Штремеля и Я
В. С. Рыльникова, что с ростом содержания хрома в безуглероди- Я
стом мартенсите растет сопротивление малым пластическим де- Я
формациям. По данным Б. Г. Белякова, предел текучести без- Я
углеродистого мартенсита в зависимости от содержания хрома И
возрастает линейно согласно соотношению: сгт = crTo + piCcr, Я
где сгТо — сопротивление пластическому течению железа без Я
хрома; pi — коэффициент пропорциональности; Ссг — кон- Ч
1 Эта температура определена при размере так называемого критического Я
дефекта СКР, равного 4 мм. Она характеризует чувствительность стали к хруп\ Я
кому разрушению. 3
I
центрация хрома, % (по массе). Такой же характер имеет и за-
висимость начального сопротивления пластическому течению
полученная методом экстраполяции кривой деформации: =
= cfZo + PrCcr, где cfZo — начальное сопротивление пластиче-
скому течению железа; рг — коэффициент пропорциональности;
ССг — концентрация хрома, %. Зависимости сгт и 07 для за-
каленных сплавов в функции содержания хрома идут параллельно.
Точно так же параллельно друг другу следуют зависимости в функ-
ции концентрации хрома и в случае отожженных сплавов.
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 МПа) вследствие различий в дислокационной структуре.
При этом коэффициент упрочнения (7<) для сплавов, закаленных
па мартенсит, выше (/С = 15 — 16), чем для отожженных (/С =
9-7-10). Хотя этот результат получен на стали с высоким со-
держанием углерода (1,5 % С), но, вероятно, он имеет общее
значение. Однако этот коэффициент для безуглеродистого мартен-
сита практически не зависит от содержания хрома, поскольку его
введение в количестве до 10 % практически не влияет на суб-
структуру и морфологию мартенсита.
Никель, по-видимому, не влияет на сопротивление микро-
пластическим деформациям стали при условии постоянства тем-
пературы мартенситного превращения, как и в двойных железо-
ппкелевых твердых растворах [37]. Однако в этих твердых раст-
ворах очень сильно выражен эффект деформационного упроч-
нения, особенно значительный в области микропластической де-
формации, поскольку никель препятствует развитию поперечного
скольжения. В то же время хром, судя по данным Б. Г. Белякова,
не препятствует поперечному скольжению, о чем свидетельствует
ячеистая субструктура, развивающаяся при деформации. Поэтому
при повышении сопротивления микропластическими деформациям
мало изменяется коэффициент упрочнения и соответственно пре-
делы прочности и текучести.
Приведенные данные о влиянии хрома и никеля показывают,
что оба эти легирующих элемента влияют на упрочнение феррита
в области микро- и макродеформации качественно так же, как и
мартенсита.
Таким образом, если известно, что данный легирующий эле-
мент повышает сопротивление малым пластическим деформациям
феррита, то в общем таким же будет его воздействие и на мартен-
гит. Однако количественно эффект упрочнения мартенсита будет
больше.
Судя по данным работ [37 ], а также Г. Лютьеринга и Е. Хор-
нбогепа, такие легирующие элементы, как кремний, алюминий 1
1 Судя по данным работы [88], молибден также должен заметно повышать
««противление микропластической деформации.
ИЗ
ТАБЛИЦА И. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА ПРИРОСТ УПРОЧНЕНИЯ [37]
Растворен- ный элемент, % (ат.) До, МПа, рассчитанное по теории Мотта и Набарро До, МПа, экспериментальное для остаточных деформаций
епласт — 6 | епласт — Ю 3 До
0,1 С 36,4 23,9 144,6 241,1
7,0 Si 155,0 172,2 358,3 24,8
11,5 Al 164,3 137,8 355,1 12,0
20,0 V 68,9 86,1 344,5 4,3
20,0 Со 6,9 13,8 96,4 0,07
Примечание. Да — прирост упрочнения на 1% (ат.) легирующего элемента
для епласт = IO"2.
и в меньшей степени ванадий, повышают сопротивление микро-
пластическим деформациям, тогда как кобальт практически не
влияет на его величину (табл. 11). Существенно, что абсолютное
значение прироста напряжения течения, установленное экспери-
ментально для указанных легирующих элементов, оказалось ве-
сьма близким к рассчитанному по теории упрочнения Мотта и
Набарро.
Несколько отличные данные о влиянии легирующих элементов
на развитие микропластических деформаций получены В. И. Сар-
раком. В частности, только в случае кремния (2,7 %) отмечено
повышение энергии активации микродеформации до (3,2 +
± 0,4)-10"2 эВ, тогда как для кобальта (5 %) и особенно для .
никеля (8 %) эта энергия составляет (1,6—0,2)-10"2 и (0,7 —
— 0,1)-10"2 эВ соответственно по сравнению с (2,0 — 0,1)-10"2 эВ i
для технического железа.
Наиболее значительно легирующие элементы влияют на дефор-
мационное упрочнение твердых растворов (табл. 11). Такой эффект',
авторы работы [37] объясняют тем, что такие легирующие эле- ;
менты, как кобальт и ванадий1, подобно никелю, тормозя попереч-
ное скольжение, препятствуют образованию ячеистой субструк-
туры и равномерному распределению дислокаций. Эти данные
о влиянии кобальта, и особенно никеля, противоречат результатам
работы В. И. Саррака и С. О. Суворовой, в которых на основании j
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-ви- 1
димому, объясняется тем, что в работе [37] изучалась субструк- J
тура после пластической деформации, а в работе В. И. Саррака
1 По-видимому, указанное влияние ванадия не связано с понижением энер-
гии дефектов упаковки, а скорее всего, как считает М. И. Гольдштейн, с возниц-
новением сегрегаций его атомов на дефектах строения.
114
и С. О. Суворовой — в области неупругих и микропластических
деформаций, соответствующих условиям определения внутреннего
трения. В том случае, когда легирующие элементы, как, например,
ванадий, тормозят поперечное скольжение, резко возрастает
роль границ зерен и субграниц как препятствий в передаче сколь-
жения при деформациях, соответствующих пределам текучести
и прочности, что и находит отражение в известном соотношении
Холла—Петча о влиянии величины зерна или субзерна. С из-
менением субструктуры при деформации возможно связано по-
ложение температуры порога хладноломкости. В результате ле-
гирования стали хромом, по данным работы [192], снижается по-
рог хладноломкости при равных величинах зерна и предела проч-
ности. По-видимому, должна быть определенная корреляция
между температурой порога хладноломкости как характеристики
склонности стали к хрупкому разрушению, с одной стороны, и
особенностями субструктуры, формирующейся в процессе дефор-
мации, с другой стороны. Эта корреляция нарушается при леги-
ровании 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 хладнолом-
кости и хрупкого разрушения.
Хотя влияние легирующих элементов на величину сопротив-
ления развитию микро- и макропластических деформаций а-
гвердых растворов на основе железа, в том числе и мартенсита,
и имеет первостепенное значение, но 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 ко-
торых в развитии процессов скольжения весьма значительна.
В действительности, напряжение, необходимое для движения
дислокаций, определяется напряжением трения решетки а-твер-
дого раствора, включая и тормозящее действие атомов внедрения
и замещения, взаимодействием с дислокациями, границами фраг-
ментов и двойников, возникающими в процессе мартенситного
превращения, а также сопротивлением карбидных частиц. Если
н и частицы когерентны с матрицей, то при их размерах, меньших
критической величины и до величины, равной ей (г < гкрит),
напряжение течения непрерывно растет, и дислокации проходят
через частицы избыточных фаз по механизму перерезания. При
I /'крит дислокации огибают эти частицы и напряжение течения
снижается (рис. 42). Наибольшая величина предела текучести
с малым допуском на остаточную деформацию отмечается в том
случае, когда происходит переход от механизма перерезания
(/ ///) частиц к механизму огибания IV, т. е. когда вместо об-
разования отделенных друг от друга нагромождений дислокаций
их распределение становится более равномерным. Это положение
справедливо и для дисперсионно-твердеющих сталей, в которых
115
избыточная фаза представляет собой частицы (Ni3Ti) с ynopsb
доченной кристаллической структурой. Указанное изменение
дислокационной структуры сопровождается переходом стали от
хрупкого разрушения к вязкому, как и при легировании а-твер-
дого раствора.
Как показано в работе Г. Лютьеринга и Е. Хорнбогена, изме-
нение механизма взаимодействия дислокаций с частицами избы-
Рис. 42. Зависимость напряже-
ния сдвига от радиуса (г) коге-
рентных частиц: I — влияние
распределения атомов в части-
цах, Дт0 = v^W/2; П -
влияние поля напряжения е
вокруг частиц,
III — суммарная кривых I и II;
IV — механизм огибания Ат0 =
= Gb/dQ (гкр — радиус частиц,
соответствующий переходу от
механизма перерезания к меха-
низму огибания; Уд — поверх-
ностная энергия; f — объемная
доля когерентных частиц; dQ —
расстояние между частицами
вдоль линии дислокации; b —
вектор Бюргерса) (Г. Лютье-
ринг и Е. Хорнбоген)
точных фаз (карбидов или нитридов)
приводит к повышению коэффици-
ента упрочнения (рис. 43), величина
которого имеет важное значение для
упругих элементов, так как при этом
уменьшается величина упругого по-
следействия или микроползучести.
По-видимому, для получения вы-
соких характеристик, определяю-
щих качество пружин, необходимо
создать такое структурное состояние,
Дб/ДЕ
200
120
00
О О 8 12
Ду, 0}К01
Рис. 43. Коэффициент упрочнения (ДаМПа/Ае,
%) в интервале 8 = 3,0 4-4,0 % в зависимости
от диаметра частиц d4 (Г. Лютьеринг и
Е. Хорнбоген)
при котором после закалки и отпуска в матричной фазе нахо-
дились бы в значительном количестве дисперсные и равно-
мерно расположенные частицы и механизм движения дислокаций
был переходным от перерезания к огибанию этих частиц. При
этом в матричной фазе — a-твердом растворе (мартенсите) —
должна сохраняться повышенная плотность дефектов строения,
образующих хорошо фрагментированную структуру с прочными
атмосферами или сегрегациями из атомов углерода и других ато-
мов внедрения.
Такой всесторонний анализ структурного состояния легиро-
ванных сталей проведен только в некоторых работах. В частности,
в работе X. Монма, X. Суто и Н. Уехара на примере легирован-
ной стали с 0,2 % С отчетливо показано, что кремний и марга-
нец и особенно хром в количестве 2 % (ат.) замедляют преобразо-
вание субструктуры мартенсита. Кроме того, хром тормозит из-
менение формы карбидных частиц от игольчатой (пластинчатой)
к сферической, а также замедляет их рост. Кремний и марганец
116
оказывают в этом отношении меньшее влияние, а никель способ-
ствует даже росту карбидных частиц.
Судя по приведенным выше данным, стали для пружин дол-
жны быть с повышенным содержанием углерода и содержать ле-
гирующие элементы, снижающие, но до определенных пределов,
мартенситную точку (при этом растет плотность дефектов строе-
ния мартенсита), увеличивающие с целью стабилизации субструк-
туры энергию активации диффузии, образующие прочные ат-
мосферы на дефектах строения и медленно коагулирующие кар-
бидные фазы. Эти особенности структурного состояния должны
привести к росту сопротивления микропластическим деформаци-
ям — 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 активации
поперечного скольжения и, следовательно, может влиять на осо-
бенности 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
па развитие микро- и макропластических деформаций; 2) эле-
менты, обычно поверхностно-активные, вводимые в стали в малых
количествах (микролегирование), в основном с целью локального
изменения структурного состояния сплавов особенно в области
границ зерен, усиления закрепления зернограничных дислокаций
п их перехода в решетку, а также торможения распада по грани-
цам зерен. Эти элементы не изменяют энергии активации попереч-
ного скольжения, но закрепляя дислокации, в основном повышают
сопротивление микропластической деформации и релаксационную
стойкость. Поэтому микролегирование представляет особенно
оолыпое значение именно для пружинных сталей.
Из легирующих элементов первой группы, судя по имеющимся
данным, в пружинной стали должны быть в первую очередь крем-
ни п, хром, а также ванадий, марганец и (или) молибден. Хотя
систематических исследований о влиянии такого весьма распро-
страненного легирующего элемента, как марганец, не проводи-
лось. но, по ряду данных, его присутствие оказывает положитель-
ное' влияние на свойства, существенно повышая предел упругости.
Из легирующих элементов второй группы наибольшее значение
имеет, по-видимому, бор, атомы которого располагаются в местах
концентрации дефектов кристаллического строения. Атомы бора
снижают упругую энергию дислокаций и вызывают поляризацию
л томов железа. Это приводит к повышению устойчивости атмо-
сфер и их более прочной блокировке. Как будет показано, введе-
ние бора в количествах ~10“8 % оказывает положительное влия-
ние па свойства пружинных сталей и сплавов на различных осно-
117
йах и с разной структурой. В других сплавах, например на ос-
нове меди, более положительную роль играют такие легирующие
элементы, как магний, кальций и фосфор, вводимые в малых
количествах.
Естественно, что окончательный выбор оптимального состава
пружинной стали нельзя произвести только по данным упрочнен-
ного действия легирующих элементов, необходимо определение
пластичности и вязкости, сопротивления разрушению, порога
хладноломкости и других свойств, особенно усталостной проч-
ности, на которую состав стали оказывает, однако, относительно
небольшое влияние.
Наконец, большое и во многих случаях решающее значение
имеют технологические свойства — склонность к обезуглерожи-
ванию, температура порога роста зерен, закаливаемость и прока-
ливаемость 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
основании анализа всего комплекса механических и технологи-
ческих свойств.
В промышленности используют большое число различных
по составу и свойствам пружинных сталей, многие из которых яв-
ляются сложнолегированными и содержат, кроме 0,4—0,8% С, не-
менее двух таких легирующих элементов, как кремний, хром,
ванадий, молибден, марганец и реже никель и вольфрам. Кроме
того, в некоторых из сталей присутствует бор.
Эти стали можно разделить на следующие группы: 1) кремни-
стые стали; 2) сложнолегированные кремнистые стали; 3) хромо-
марганцевые стали; 4) хромованадиевая и хромомарганцево-
ванадиевая стали; 5) хромоникелевые стали; 6) борсодержащие
стали; 7) средне- и высоколегированные углеродсодержащие стали
со вторичным твердением.
Наибольшее распространение получили стали первой группы.
Кремнистые пружинные стали. Самая распространенная груп-ч.
па легированных пружинных сталей — кремнистые, не содержа-
щие карбидообразующих элементов и содержащие их. Составы
отечественных марок кремнистых сталей представлены в табл. 2, ,
а некоторых зарубежных — в табл. 12. Причина широкого при- j
менения сталей этой группы — положительное влияние кремния
на их механические и технологические свойства, а также пони- >
женная стоимость. Такое влияние кремния на механические ’
свойства связано с его воздействием на состояние матричной
фазы — a-твердого раствора и карбидов, т. е. на те фазы, кото-
рые определяют структурное состояние пружинной стали, обра-
ботанной на оптимальные свойства. По имеющимся данным, ,
кремний создает в твердом растворе направленные связи, а при
повышенных концентрациях наблюдается упорядоченность рас-
пределении атомов в решетке, что должно повысить напряжение
118
ТАБЛИЦА 12. СОСТАВЫ НЕКОТОРЫХ ЗАРУБЕЖНЫХ
ПРУЖИННЫХ КРЕМНИСТЫХ СТАЛЕЙ
Обозначение по стандарту Содержание элементов, %
С Si Мп Сг
ГДР
50SiMn7 0,47—0,55 1,5—2,0 0,50—0,80
55SiMn7 0,52—0,60 1,5-2,0 0,50—0,80
60SiMn7 0,57—0,65 1,5—2,2 0,70—1,00 —
ФРГ
46S17 0,42—0,50 1,5—1,8 0,50—0,8
51Si7 0,47—0,55 1,5—1,8 0,5—0,8
55Si7 0,52—0,60 1,5—1,8 0,7—1,0
65S17 0,60—0,68 1,5—1,8 0,7—1,0
66S17 0,60—0,70 1,5—1,8 0,7—1,0
71Si7 0,68—0,75 1,5—1,8 0,6—0,9
60SiMn5 0,55—0,65 1,0—1,3 0,9—1,1
60SiCr7 0,55—0,65 1,5—1,8 0,7—1,0 0,2—0,4
67SiCr5 0,62—0,72 1,2—1,4 0,4—0,6 0,4—0,6
Франция
50S7 0,45—0,55 1,5—2,0 0,5—0,8
56S7 0,63—0,59 1,6—2,0 0,6—0,9 0,45
60S7 0,55—0,65 1,5-2,0 0,7—1,0
60S7 0,55—0,65 1,3—1,8 0,6—0,9 0,45—0,80
Англия
En45A 0,55—0,65 1,7—2,0 0,7—1,0
En45 0,5—0,65 1,5—1,8 0,7—1,0 —
Италия
55Si8 0,50—0,60 1,8-2,2 0,7—1,0 0,15—0,45
60SiCr8 0,55—0,65 1,8—2,2 0,7—1,0 0,25—0,45
США
SAE9524 0,50—0,60 1,2—1,6 0,5—0,8 0,5—0,8
SAE9255 0,50—0,60 1,8—2,2 0,7—0,95
SAE9260 0,55—0,65 1,8—2,2 0,75—1,0
SAE9261 0,55—0,65 1,8—2,2 0,75—1,0 0,1—0,25
SAE9262 0,55-0,65 1,8—2,2 0,75-1,0 0,25—0,4
Япония
Sup6 0,55—0,65 1,5—1,8 0,70—1,0
Sup7 0,55—0,65 1,8—2,2 0,7—1,0 —
119
трения решетки и сопротивление движению дислокаций на стадии
микропластической деформации (см. табл. 11). Вместе с тем крем-
ний относительно мало влияет на субструктуру и морфологию
кристаллов мартенсита, что связано со слабым его воздействием
на температуру мартенситного превращения. Кремний сравни-
тельно мало увеличивает количество остаточного аустенита. Вме-
сте с тем кремний значительно повышает сопротивление развитию
малым пластическим деформациям, что связано с его стабилизи-
рующим влиянием на дислокационную структуру мартенсита и
на состояние карбидной фазы. Для полной оценки влияния крем-
ния на основные свойства пружинной стали необходимо также
рассмотреть особенности структурных изменений, протекающих
при закалке и отпуске.
В закаленной кремнистой пружинной стали (0,6 % С; 1,5 % Si)
типичного состава мартенсит имеет внутренне двойникованную
структуру. Даже в присутствии в стали хрома (0,57 % С; 1,45 % Si;
хрома 0,75 % Мп и 0,73 %), несмотря на торможение крем-
нием двухфазного и однофазного распада [881, мартенсит
все же, по данным Дж. Гордина и И. Кодда, претерпевает само-
отпуск. Природа выделений, наблюдающихся в таком мартенсите,
точно не установлена, но, по данным последних авторов, она ско-
рее всего соответствует 8-карбиду. Однако М. П. Арбузов и
Ю. Е. Бушуев [89] установили, что в кристаллической решетке
мартенсита стали с 1 % С и 4 % Si как после закалки, так и
после старения наблюдаются участки с повышенной концентра-
цией углерода, но присутствия карбидов не обнаружено. Появ-
ление 8-карбида отмечается только после отпуска при 120 °C
или при 140 °C (после предварительного старения), а цементита
(наряду с 8-карбидом) — после отпуска при 370—450 °C; при тем-
пературе выше 450 °C присутствует только одна стабильная
карбидная фаза — цементит. С этими результатами не согласу-
ются данные Б. А. Апаева и С. А. Медянова, показывающие,
что в структуре стали 60С2 после закалки и отпуска при 250—
500 °C одновременно присутствуют карбидные фазы: 8, Fe3C и %.
Максимальное количество 8-карбида отмечается при температуре
350 °C, а %-карбида — при 400 °C. После отпуска при более вы-
соких температурах преимущественно присутствует цементит.
Исследование старения мартенсита кремнистой пружинной
стали (0,60 % С и 1,50 % Si) при 20—100 °C, выполненное
Н. В. Еднерал и Ю. А. Скаковым, показало, что начальные
стадии этого процесса контролируются диффузией углерода,
но затем контролирующим фактором становится диффузия крем-
ния в 8-карбиде, что и определяет постепенный рост энергии ак-
тивации процесса. При этом было установлено, что диффузия
кремния повышает устойчивость 8-карбида, и поэтому цементит
появляется в структуре кремнистой стали лишь после отпуска
при 400 °C, тогда как в углеродистой стали — уже после отпуска
при 250 °C.
120
В кремнистой стали, дополнительно легированной хромом,
также отмечается повышенная устойчивость 8-карбида, сохраня-
ющегося, по данным Дж. Гордина и И. Кодда, в структуре стали
даже после отпуска при 400 °C. Такая повышенная устойчивость
8-карбида при отпуске связана, по-видимому, с тем, что в нем,
в отличие от цементита, растворяется определенное количество
кремния. Существенно, что кремний, увеличивая устойчивость
8-карбида и уменьшая скорость его роста, как и цементита при
более повышенных температурах отпуска, кроме того, стабили-
зирует дислокационную структуру мартенсита. Так, если в угле-
родистой стали рекристаллизация a-фазы отмечается после от-
пуска при 400 °C, то в структуре кремнистой стали после такого
же отпуска видны двойники, образовавшиеся в процессе мартен-
ситного превращения. Только после отпуска при 450 °C, 1 ч
в кремнистой стали отмечаются признаки начала рекристалли-
зации.
Указанной стабилизацией 8-карбида и субструктуры можно
объяснить устойчивость кремнистой стали к разупрочнению
при отпуске. При наличии кремния стабилизируется также и оста-
точный аустенит, и он может присутствовать в структуре стали
после отпуска, когда достигнута оптимальная для получения мак-
симального сопротивления малым пластическим деформациям
дисперсность и распределение карбидов наряду с измельченной
субструктурой матричной фазы.
Повышенная стабильность остаточного аустенита к мартен-
ситным сдвигам в процессе нагружения обеспечивает кремнистой
стали и довольно высокое сопротивление малым пластическим де-
формациям. Полный распад остаточного аустенита отвечает повы-
шенным температурам отпуска, когда карбиды уже будут достаточ-
но крупными, а в a-твердом растворе пройдут начальные стадии
рекристаллизации. Этому структурному состоянию отвечает силь-
ное снижение предела упругости и других прочностных свойств.
Кроме величины сопротивления малым пластическим деформа-
циям, важно оценить влияние кремния и на другие прочностные
свойства стали. Известно, что кремний, увеличивая коэффициент
упрочнения, резко повышает пределы пропорциональности, те-
кучести и прочности, а также сопротивление разрушению, т. е.
сопротивление умеренным и большим пластическим деформациям.
Эго влияние кремния связано с особенностями формирующейся
при деформации дислокационной структуры, по-видимому, при-
обретающей характер скоплений по плоскостям скольжения из-за
возросшего сопротивления поперечному скольжению, а также с вы-
сокой дисперсностью карбидных фаз.
Вместе с тем, как показано в работе [90], легирование стали
кремнием влияет на чувствительность стали к надрезу х. Согласно
1 Испытания проводили на образцах диаметром 8 мм с надрезом (глубина
2 мм, радиус при вершине 0,1 мм, угол надреза 60 °).
121
данным, приведенным в работе 190], максимум прочности образ--
цов с надрезом из сталей с 0,2—0,4 % С и 0,5—2,5 % Si достига-
ется после закалки и отпуска при 400 °C и ее значение тем больше,
чем выше содержание кремния. Однако в высокоотпущенном со-
стоянии чувствительность стали к надрезу мало зависит от содер-
жания кремния, поскольку температура испытаний в этом случае
выше порога хладноломкости. По данным той же работы, кремний
повышает температуру порога хладноломкости, определяемую
по достижении в изломе 50 % волокнистой составляющей. Так,
в стали с 0,45 % С с увеличением содержания кремния от 0,5 %
до 2,5 % температура Т50 повышается от 0 до 20 °C. В общем
случае с повышением уровня прочности, т. е. при снижении тем-
пературы отпуска, температура Т50 с увеличением содержания
кремния повышается. Эти данные следует учитывать при выборе
режима отпуска пружин из кремнистой стали.
Высокое сопротивление кремнистой стали умеренным и боль-
шим пластическим деформациям имеет большое значение для
пружин и рессор, так как оно определяет безопасность работы этих
изделий при возможных перегрузках. В пружинных сталях, ле-
гированных кремнием, из-за замедления процессов разупрочнения
при отпуске можно обеспечить сочетание высокой прочности при
повышенной пластичности и вязкости. Поэтому пружины из крем-
нистой стали могут работать в условиях динамической нагрузки,
о чем также свидетельствует тот факт, что кремний повышает
сопротивление стали действию повторных ударов.
Относительно влияния кремния на усталостную прочность
пружинной стали систематические данные отсутствуют.
При оценке свойств кремнистых пружинных сталей необхо-
димо учитывать их металлургические и технологические харак-
теристики.
Как показано в работах Я- Н. Малиночки, слитки и прокат из
кремнистой стали типа 55С2 и 60С2 характеризуются значитель-
ной химической неоднородностью по содержанию углерода и
кремния. В процессе прокатки профилей кремнистой стали из-за
ликвации кремния обнаруживается резко выраженная полосча-
тость, а после охлаждения в структуре образуется ферритная
полосчатость. Если даже этой полосчатости структуры в прокате
нет, то, как справедливо указывает Я. Н. Малиночка, она вновь
восстанавливается (от слитка) в процессе нагрева до температур
закалки стали, достигая 4—5 баллов в середине профиля. Наличие
сильной зональной ликвации углерода и дендритной ликвации
кремния требует различной температуры аустенитизации изделий,
полученных из разных частей прокатанного металла. При этом
науглероживание участков аустенита, обогащенных кремнием,
происходит весьма медленно, а выравнивания концентрации
углерода в условиях ликвации кремния может вообще не проис-
ходить. Поэтому при выборе оптимального режима закалки следует
учитывать необходимость получения аустенита достаточно вы-
122
сокой однородности даже при значительной химической неодно-
родности стали в исходном состоянии.
Недостатком кремнистой стали по сравнению с другими леги-
рованными сталями является также незначительное повышение
Рис. 44. Диаграммы превращения переохлажденного аустенита:
и сталь с 0,58 % С, 1,87 % Si, 0,76 % Мп, изотермическое превращение, ^температура
и.нрева 870 °C; б — сталь: 0,57 % С, 0,91 % Мп, 1,95 % Si, зерно № 7, превращение
при непрерывном охлаждении (термокинетическая диаграмма); ФИ и — начало вы-
деления избыточного феррита и добейнитного феррита; Пн и 2>н — начало образования
перлита и бейнита. Кривые охлаждения для участков на расстоянии от охлаждаемого
торца:
/ - 1,58 мм; 2 — 3,16; 3 — 4,74; 4 — 6,32; 5 — 9,48; 6— 12,7; 7 — 19; 8 — 25; 9 —
38,1; 10 - 50,8
2 5 10 20 50 200 1000
Продолжительность охлаждения, с
3,0 15,0 27,0 39,0 3,0 15,0 27,0 39,0
Расстояние от охлаждаемого торца, мм
Рис. 45. Прокаливаемость пружинных сталей (закалка с 850 °C):
стали 55ХГР (/), 50ХГ (2), 55С2 и 55С2А (3); б - стали 60С2, 60С2А (4)
устойчивости переохлажденного аустенита (рис. 44) по сравне-
нию с углеродистой, которое определяет ее невысокую прокали-
ваемость (рис. 45), не позволяющую достигать высокого упроч-
нения крупных рессор и пружин путем обычной закалки и отпуска
и особенно путем изотермической закалки. Величина прокалива-
смости кремнистой пружинной стали колеблется в широких
пределах, что объясняется отмеченной ранее химической неод-
нородностью стали и сильным влиянием небольших изменений
123
содержания углерода и марганца на устойчивость переохлажден**
ного аустенита. По данным измерений твердости (рис. 46), сталь-
55С2 полностью прокаливается в воде и масле в образцах диамет-
ром до 16 мм, а изотермически —с охлаждением в селитровой
ванне с температурой 300—350 °C —в образцах диаметром до
10 мм. Однако микроанализ показывает, что даже при закалке;
в воде центральные зоны образцов диаметром 16 мм имеют не-|
большие участки троостита; в центре образцов диаметром 30 мм
после закалки в воде име-
16' 12 9 4 0 Ч 8 12 16
Расстояние от центрами
Рис. 46. Прокаливаемость стали 55С2 при обыч-
ной закалке в воде (/), в масле (2) и при изо-
термической закалке (<3). Диаметр образца, мм:
- 30;_77 -k24; III - 16
ется уже значительное коли-
чество троостита, и поэтому
при таком сечении изделия
из стали 55С2 не будут об-
ладать высокими прочно-
стными свойствами и в том
числе повышенным сопротив-
лением малым пластическим
деформациям. У образцов
того же диаметра (30 мм),
но подвергнутых изотерми-
ческой закалке с выдержкой
при 350 °C, даже в поверх-
ностных слоях наблюдается
структура, состоящая из тро-
остита и бейнита, тогда как
в центре обнаруживаются
перлит и избыточный феррит.
После более сильного переох-
лаждения образцов диамет-
ром 30 мм в условиях изотер-
мической закалки с выдерж-
кой при 260 °C изменяется только структура поверхностных слоев,
которая представляет собой бейнит, тогда как в центральных
зонах она остается без изменений. Прокаливаемость сталей марок
55С2 и 60С2 при изотермической закалке можно повысить, если
использовать в качестве первичного охладителя воду, а затем
после этого регулируемого охлаждения, когда сердцевина до-
стигнет заданной температуры изотермической выдержки, пере-
нести изделия в ванну с этой температурой.
Наконец, кремнистая сталь склонна к графитизации после
закалки и отпуска при 500—650 °C. Этого не всегда удается из-
бежать даже на сталях стандартных составов марок 55С2, 60С2
и тем более 70СЗА несмотря на повышенное содержание в них
марганца (0,6—0,9 %). Графитизация снижает закаливаемость
и ухудшает прочностные и пластические свойства.
Как было отмечено, важное значение для свойств пружинных
сталей имеет их склонность к росту зерна. Относительно пове-
дения кремнистой стали имеются противоречивые данные. В ряде
124
исследований, в частности Э. Гудремона, указано, что кремний
снижает способность зерна к росту. Однако, согласно результатам,
наших экспериментов, кремнистые стали довольно чувствительны
к перегреву. Для стали 55С2 температура порога роста зерна
составляет 950 °C; величина зерна после этого нагрева соответ-
ствует баллу 6—7, а после нагрева до 1000 °C—баллу 2—3.
Другим важным недостатком кремнистых пружинных сталей
является их повышенная склонность к обезуглероживанию как
одного из важнейших дефектов поверхностного слоя, имеющих
особо важное значение именно для упругих элементов, в боль-
шинстве из которых реализуются в основном две схемы нагруже-
ния — изгиб и кручение. Для этих схем нагружения характерно,
что максимальные напряжения локализуются в поверхностном
слое, и поэтому состояние- этого слоя — наличие поверхностных
дефектов —рисок, трещин, обезуглероженного слоя и других
концентраторов напряжений, является, наряду с уровнем оста-
точных напряжений, основным фактором, определяющим эксплу-
атационные характеристики упругих элементов. Это связано,
в частности, с тем, что такие свойства, как предел упругости,
величина упругого гистерезиса, упругое последействие, релакса-
ция напряжений и т. д., зависят от состояния поверхностных слоев,
гак как именно в этих слоях при нагружении ранее всего раз-
виваются процессы микропластической деформации.
Влияние обезуглероживания и поверхностной обработки
на свойства кремнистой стали 1
Несмотря на разнообразие видов дефектов, имеющихся на поверхности сталь-
ных упругих элементов, упрочняемых методами термической обработки, основное
значение имеет обезуглероженный слой, который практически всегда присут-
ствует на поверхности. Величина обезуглероженного слоя зависит от условий го-
рячей прокатки металла, его последующей горячей деформации при изготовле-
нии упругих элементов и упрочняющей термической обработки. Присутствие
лого слоя в меньшей степени зависит от состава стали, но в кремнистой стали
н степень обезуглероживания поверхностного слоя, и его глубина больше, чем
в других сталях. Поэтому влияние обезуглероженного слоя на свойства стали
рассматривается именно в данном разделе, но общие закономерности влияния обез-
углероживания на свойства справедливы для всех рессорно-пружинных сталей.
11роблема обезуглероживания очень важна для среднеуглеродистых пружинных
сталей в связи с условиями работы упругих элементов особенно крупных раз-
меров. Согласно действующему стандарту (ГОСТ 14959—79), глубина общего
обезуглероженного слоя для всех сталей, кроме легированных кремнием, состав-
ляет до 2 % (сечение до 8 мм) или до 1,5 % (сечение свыше 8 мм). Для сталей,
легированных кремнием, глубина этого слоя на 0,5 % больше. Глубина обезугле-
роженного слоя при дальнейших технологических нагревах (обычно не в защит-
ной атмосфере) для горячей деформации (формовки) и термической обработки
еще более возрастет при уменьшении содержания углерода в этом слое.
Процесс обезуглероживания среднеуглеродистых сталей в интервале тем-
ператур, соответствующих режимам, при которых производятся технологические
операции, весьма интенсивен. Так, достаточно 20-минутного нагрева на воздухе
при 900 °C образцов из стали 60С2 для приобретения ими обезуглероженного
1 Раздел написан совместно с С. М. Серебриным.
125
Рис. 47. Влияние глубины обезуглерожен-
ного слоя на усталостную прочность стали
60С2:
1 — без обезуглероживания; 2 — глубина
обезуглероживания 0,03 мм; 3 — 0,1; 4 —
0,2; 5 — 0,35
слоя со структурой чистого феррита толщиной 0,13—0,14 мм на сторону. Обез- j
углероженный слой появляется даже при переносе образцов из свинцовой ванны 1
нагрева под закалку в охлаждающую масляную ванну, т. е. после пребывания I
на воздухе в течение нескольких се- 1
кунд. -I
Все возрастающие размеры упру- J
гих элементов транспортных средств, J
вызванные разработкой малолистовых
рессор из периодического проката и
увеличением сечений винтовых пружин
энергонасыщенных тракторов, требуют ’
большей продолжительности техноло-
гического нагрева. Это в свою очередь
вызывает повышение глубины обезуг- i
лероженного слоя. Особое значение
имеют определения максимально до- *
пустимой величины обезуглерожива- i
ния, изучение влияния глубины 'j
обезуглероженного слоя, состояния 1
поверхности на свойства рессорно-
пружинных сталей, а также разра- 1
ботка способов подавления или умень- j
шения влияния обезуглероживания.
В связи с наиболее широко рас-
пространенными условиями нагруже-
ния в первую очередь представляло
интерес определение влияния обез-
углероживания на сопротивление ус-
талостному разрушению [91]. Резуль-
таты испытаний на изгиб с вращением
круглых усталостных образцов из
стали 60С2 с твердостью сердцевины
около HRCA5 приведены на рис. 47. Видно, что уже при появлении на поверх-
ности обезуглероженного слоя толщиной 0,03 мм предел выносливости снижа-
ется с 520 до 340 МПа, т. е. примерно на 35 %. Дальнейшее увеличение глубины
обезуглероженного слоя влияет в меньшей степени на снижение предела вынос-
Рис. 48. Схемы изломов усталости обезуглероженных (а)
и необезуглероженных (б) образцов. Стрелками обозначены
очаги усталостного разрушения
ливости. Аналогичные результаты получены и для плоских образцов, испытан-
ных в режиме симметричного изгиба, хотя из-за влияния масштабного эффекта
числовые значения несколько различаются, но общая зависимость одна и та же
Изучение продольных шлифов рабочей части круглых усталостных образцов,
полученных с помощью устройства, позволяющего фиксировать начальные этапы
развития усталостной трещины в процессе усталостного нагружения по измене-
126
пию стрелы прогиба, показывает (по данным В. В. Кручинина и К). Д. Софро-
нова) различный характер образования трещины при наличии и отсутствии обез-
углероженного слоя. У необезуглероженных образцов причиной разрушения
обычно является единичная усталостная трещина, тогда как в присутствии обез-
углероженного слоя наблюда-
ется массовое образование тре-
щин под действием циклических
нагрузок. Результаты анализа
усталостных изломов подтверж-
дают Массовое образование ус-
талостных трещин в обезуглеро-
женном слое. Типичные схемы
изломов образцов, испытанных
вблизи предела выносливости,
приведены на рис. 48. У обез-
углероженных образцов обна-
руживается несколько зон уста-
лости (обозначены стрелками),
у необезуглероженных — одна.
Такой характер усталостного
разрушения наблюдается уже
при минимальном обезуглеро-
живании и не зависит от глубины
Рис. 49. Потеря усталостной прочности при обез-
углероживании:
1 — плоские образцы; 2 — круглые образцы
Рпс. 50. Влияние температуры отпуска на
предел выносливости необезуглерожен-
ных (/) и обезуглероженных (2) образцов
при изгибе с вращением
(то слоя, что коррелирует с ре-
зультатами испытаний. Аналогичные данные о преимущественном влиянии сте-
пени обезуглероживания и отсутствии влияния глубины слоя приводятся в ра-
ните О. Спиглера, Б. Вейсса и А. Тауба. На рис. 49 виден характер изме-
нения предела выносливости от глубины обезуглероженного слоя.
Тот факт, что обезуглероженный
слой является опасным поверхностным
дефектом и эффективно снижает предел
выносливости, становится очевидным
при рассмотрении результатов устало-
стных испытаний гладких образцов
из стали 60С2 после закалки и отпу-
ска в интервале 200—600 °C. На рис. 50
видно1, что у необезуглероженных
образцов (кривая /) предел выносли-
вости максимален для структуры мар-
тенсита отпуска и снижается с 580 МПа
по мере повышения температуры от-
пуска примерно до 420 МПа (струк-
тура перлита). У образцов с поверх-
ностью, обезуглероженной на глубину
0,1 мм до структуры практически од-
ного феррита, предел выносливости
не зависит от температуры отпуска
и составляет около 220—250 МПа,
поскольку при этом прочность фер-
рита остается постоянной. Эти ре-
зультаты свидетельствуют о том, что
состояние поверхности играет глав-
ную роль в сопротивлении устало-
стному разрушению. Необходимо от-
мстить, что в литературе существуют противоречивые данные относительно
влияния температуры отпуска на предел выносливости обезуглероженных и нео-
оезуглероженных образцов. Д. И. Брон, И. И. Левитеси В. И. Пустовалов указы-
вают на наличие экстремальной зависимости его от температуры отпуска для
1 Испытания проведены М. С. Грановским.
127
Образцов из стали 55С2 с частично обезуглероженной поверхностью. Йо мнению
автора и С. М. Серебрина, описанная зависимость с максимумом при 450 °C
может быть связана со сложным гетерогенным строением структуры в обезугле-
роженном слое, содержащем 0,24 % С, после отпуска в рассмотренном интервале.
По данным С. Я. Устиловского [92], максимум усталостной прочности необез-
углероженных образцов с острым надрезом из стали 55С2 наблюдается после от-
пуска при 200 °C, тогда как у гладких образцов максимум предела выносливости
достигнут при 450 °C. Существование зависимости с экстремумом от температуры
отпуска для обезуглероженных образцов, установленное в работе Д. И. Брона,
И. И. Левитес и В. И. Пустовалова, может быть вызвано наличием растягива-
ющих закалочных напряжений в принятых для исследования образцах, которые
более сильно влияют при низких температурах отпуска. Существование про-
тиворечивых данных, полученных разными исследователями, вызвано различной
остротой концентраторов напряжений в изучаемых образцах и способами нагру-
жения при циклической деформации. По-видимому, можно принять, что для
гладких образцов при отсутствии или минимальном уровне остаточных напря-
жений максимальная усталостная прочность достигается после низкого отпуска,
тогда как при наличии концентраторов напряжений необходимо повышение тем-
пературы отпуска, так как при этом проявляется совместное действие двух фак-
торов: изменение прочности и ослабление чувствительности структуры к концен-
трации напряжений. В этом случае оптимальным сочетанием обладает струк-
тура троостосорбита. Для образцов с полностью обезуглероженной поверх-
ностью без концентраторов напряжений и остаточных закалочных напряжений
растяжения наиболее характерно отсутствие зависимости предела выносливости
от температуры отпуска.
К причинам снижения предела выносливости при обезуглероживании от-
носят уменьшение прочности поверхностных слоев, возникновение после закалки
остаточных растягивающих напряжений, наличие окисленных границ феррит-
ных зерен, расположенных перпендикулярно к поверхности и к направлению
преимущественного нагружения.
Ранее было рассмотрено, какие из указанных факторов являются опреде-
ляющими и в какой степени может проявляться их влияние при различной глу-
бине и степени обезуглероживания. Экспериментально установлено, что в слу-
чае полного обезуглероживания (т. е. до структуры феррита) уровень твердости
поверхностного слоя и величина остаточных растягивающих напряжений зави-
сят от структуры обезуглероженного слоя, а не от его глубины. Твердость на по-
верхности и остаточные напряжения определяются, таким образом, степенью
обезуглероживания. Для частичного обезуглероживания поверхностного слоя
твердость и уровень остаточных напряжений зависят от содержания углерода,
а следовательно, и от структуры поверхностного слоя. В работе [93] действие
окисленных границ оценили на модели расчетом концентрации напряжений по
Нейберу для множественных острых надрезов. При этом глубину единичной окис-
ленной границы принимали равной глубине обезуглероженного слоя. Расчет
показал отсутствие зависимости влияния концентрации напряжений от глубины
обезуглероженного слоя, хотя, как видно из расчета, окисленные границы яв-
ляются сильными концентраторами напряжений. Расчет напряженного состояния
при изгибе, выполненный с помощью метода конечных элементов, свидетельствует
о возникновении значительного градиента напряжений на границе обезуглеро-
женный слой — сердцевина, что и может являться причиной возникновения раз-
рушения. При этом глубина обезуглероженного слоя практически не влияет на
величину градиента напряжений, тогда как уменьшение степени обезуглерожи-
вания снижает разницу в напряжениях, возникающих в сердцевине и в обезугле-
роженном слое под действием внешней нагрузки.
Таким образом, нельзя связать снижение сопротивления усталостному раз-
рушению только с действием одного фактора — с глубиной обезуглероженного
слоя, так как сильно влияет степень обезуглероживания.
В условиях асимметричного нагружения действие обезуглероженного слоя
ослабляется (рис. 51) по мере роста постоянной составляющей (или коэффициента
асимметрии цикла усталостного нагружения), что связано с благоприятным
влиянием обезуглероженного слоя на снижение чувствительности к концентрации
128
напряжений [94]. 6 результате обезуглероженные й необезуглероженйЫе об-
разны по усталостной прочности различаются лишь примерно на 10 %. Следует
отметить, что уменьшение разницы в пределах выносливости образцов с концент-
ратором напряжений и без него при увеличении асимметрии цикла наблюда-
лось в работе Б. Ф. Балашева и А. Н. Петухова у конструкционных сталей при
комнатных и повышенных температурах. Необходимо отметить, что для реаль-
ных условий эксплуатации коэффициент асим-
метрии цикла обычно не превышает ± 0,35, и
поэтому пределы выносливости необезуглё-
роженных и обезуглероженных изделий су-
щественно различаются.
Сопротивление релаксации напряжений
является .одной из важнейших характери-
стик рессорно-пружинных сталей. Присут-
ствие обезуглероженного слоя на поверхно-
сти упругих элементов снижает их релакса-
ционную стойкость. Этим, в частности, объ-
ясняют «проседание» пружин легковых авто-
мобилей [94]. Результаты релаксационных
испытаний при статическом изгибе, прове-
денных на обезуглероженных и необезугле-
роженных кольцевых образцах из стали 60С2
представлены на рис. 52 [95]. При началь-
ном напряжении 900 МПа, составляющем
около 0,4 от предела текучести при изгибе,
не наблюдается необратимого формоизмене-
ния вне зависимости от состояния поверх-
ности. При начальных напряжениях от 1050
до 1800 МПа, что составляет примерно от
0,45 до 0,80 от предела текучести при из-
гибе, это снижение напряжений имеет вид,
типичный для релаксационных кривых, и
согласно теории Б. М. Ровинского, подчи-
няется экспоненциальной зависимости (для
поликристаллических материалов):
= <тоехр [— (&т)р], (1)
где ст0 — начальное напряжение; <тг — на-
пряжение в момент времени т; р — пока-
затель релаксационной стойкости; k — отно-
сительная скорость релаксации напряжений.
Анализируя ход кривых, приведенных
на рис. 52, и сравнивая экспоненциальные
зависимости изменения напряжений при ре-
лаксации, можно заметить, что в испытаниях
при начальных напряжениях, не превышаю-
щих 1400 МПа, отсутствует разница в поведе-
нии обезуглероженных и необезуглероженных
Рис. 51. Влияние асимметричности
цикла на усталостную прочность
стали 60С2:
1 — образец без обезуглероженного
слоя; 2 — с обезуглероженным
слоем
образцов. Кроме того, для таких уровней напряжения величина начальной ре-
лаксации достаточно мала и уже примерно после нагружения в течение 100 ч
релаксационные процессы почти затухают. Как показывают результаты исследо-
ваний осадки пружин, заневоливание крупных винтовых пружин сжатия при
напряжениях, равных примерно половине от предела текучести, в течение 20—
30 ч приводит, по данным В. П. Остроумова, к почти полному исчерпанию по-
движных дислокаций, и поэтому дальнейшая осадка пружин увеличивается
очень незначительно. В то же время релаксационные испытания при начальных
напряжениях 1800 МПа характеризуются следующим: во-первых, обнаруживается
существенное изменение хода кривых со значительным падением напряжений
в начальный период и, во-вторых, зависимости релаксации напряжений для
обезуглероженных и необезуглероженных образцов сильно различаются.
5 Рахштадт А. Г.
129
Аппроксимация полученных кривых релаксации Напряжений экспонентами
по выражению (1) свидетельствует о наличии двух зависимостей —для началь-
ного периода релаксации и для области установившейся релаксации (или ползу-
чести), причем они оказываются близкими для всех рассмотренных уровней
б, МПа
950
900
850
г, мин , г. ч
Рис. 52. Релаксация напряжений в стали 60С2 при изгибе в необез-
углероженных (/) и обезуглероженных на 0,10 мм (2) образцах:
а _ начальное напряжение сг0 = 900 МПа; б — 1050 МПа; в —
1300 МПа; — 1400 МПа; д — 1800 МПа
начальных напряжений от 900 до 1400 МПа и одинаковыми для обезуглерожен-
ных и необезуглероженных образцов. Для этих условий зависимости имеют вид
соответственно:
= о0 ехр [— (10 5т)0’6],
= (у0 ехр [— (10 ~2Ч)0’05],
(2)
(3)
130
Здесь продолжительность испытаний принята в минутах. Границей между
областями с различным законом релаксации является т = 60 мин.
Для уровня начальных напряжений 1800 МПа также характерно наличие
двух экспоненциальных зависимостей, значительно отличающихся от приведен-
ных; кроме того, обнаружено различие в виде кривых для обезуглероженных
и необезуглероженных образцов.
Аппроксимирующие зависимости имеют вид:
для необезуглероженных образцов
<тт = <т0 ехр [— (2 -10—4т)°’48], (4)
для обезуглероженных
ат = <т0 ехр [— (1О-46’15т)0’02]. (5)
ах = Сц ехр [— (3,5Ю—6т)0’21], (6)
тт = а0 ехр [— (2 10“27т)°1034]. (7)
Интересно, что по схеме нагружения растяжением, а не изгиба не обнару-
жено влияния обезуглероженного слоя на сопротивление релаксации напряже-
ний, хотя, как показывают расчеты [96], ослабленный поверхностный слой в этих
условиях понижает несущую способность изделий. Факт снижения сопротивле-
ния релаксации обезуглероженных образцов в условиях изгиба лишь при высо-
ких начальных напряжениях может быть объяснен влиянием обезуглероженного
слоя как источника свежих дислокаций, необходимых для прохождения релак-
сационных процессов в сердцевине. Существование неоднородного напряженного
состояния должно способствовать передаче свежих подвижных дислокаций от
поверхности вглубь. Когда уровень напряжений в сердцевине достаточно высок,
наличие таких свежих или подвижных дислокаций способствует протеканию
релаксационных процессов, что соответствует теории механизма релаксации на-
пряжений И. А. Одинга.
Было рассмотрено также влияние глубины и степени обезуглероживания на
сопротивление релаксации напряжений. В полном соответствии с рассмотренным
ранее механизмом влияния обезуглероженного слоя обнаружено, что глубина
обезуглероженного слоя в заметной степени не влияет на интенсивность накоп-
ления остаточной деформации образцов при статическом изгибе. В то же время
уменьшение степени обезуглероживания поверхностного слоя повышает сопро-
тивление релаксации.
Для условий эксплуатации крупных стальных упругих элементов, особенно
упругих элементов подвески транспортных средств, характерно наличие значи-
тельных ударных нагрузок. В связи с этим представляет интерес определение влия-
ния поверхностного обезуглероживания на сопротивление рессорно-пружинных
сталей ударному разрушению. По мнению Я. Б. Фридмана [97] и Г. И. Пого-
дина-Алексеева, присутствие обезуглероженного слоя способствует вовлечению
в пластическую деформацию больших объемов металла и, следовательно, повы-
шению ударной вязкости. Я. М. Потак [98] показал, что присутствие в обез-
углероженном слое трещин и окисленных границ может являться одной из при-
чин снижения ударной вязкости при обезуглероживании. Раскрытию особен-
ностей поведения обезуглероженных сталей при ударном нагружении может
способствовать определение составляющих ударной вязкости — работы зарож-
дения трещины а3 и работы распространения трещин аР, определенных по взаимно
дополняющим друг друга методикам разделения ударной вязкости на составля-
ющие А. П. Гуляева и Отани в интерпретации М. Н. Георгиева [99].
На рис. 53 представлена зависимость ударной вязкости и ее составляющих
для стали 60С2, определенных по методике А. П. Гуляева, от продолжительности
обезуглероживания при 900 °C, предшествовавшего закалке и отпуску [100].
Видно, что при увеличении продолжительности обезуглероживания происходит
монотонное повышение ударной вязкости примерно с 270 до 340 кДж/м2, причем
оно в значительной степени обусловлено повышением работы зарождения тре-
щины, тогда как работа распространения трещины изменяется в пределах при-
5* 131
мерно 20 кДж/м2. Несколько иная зависимость прослеживается при испытаниях
образцов, обезуглероженных при 950 и 1040 °C: в обоих случаях наблюдается
увеличение ударной вязкости при увеличении продолжительности обезуглеро-
живания, обусловленное приростом работы зарождения трещины, тогда как
работа распространения трещины обнаруживает тенденцию к снижению. Для
ударной вязкости и работы зарождения трещины характерно наличие пере-
Рис. 53. Зависимость ударной вязкости аА, работы зарождения трещины а3, работы
распространения трещины ар от температуры и продолжительности процесса обезугле-
роживания при 900 (а), 950 (б) и 1040 °C (в)
гибов, смещающихся при повышении температуры обработки в сторону меньших
выдержек. Рост ударной вязкости при увеличении продолжительности обезугле-
роживания связан с увеличением работы зарождения трещины, которая в свою оче-
редь зависит от присутствия обезуглероженного слоя в надрезе образца. Анализ
микроструктуры обезуглероженного слоя в зависимости от температуры и про-
должительности обезуглероживания показывает, что рост работы зарождения
0,06 0,10 0,10 0,18 0,22 0,26 0,30
Глубина обезуглероженного слоя, мп
Рис. 54. Зависимость ударной вязкости ан
работы зарождения трещины а3> работы
распространения трещины ар от глубины
обезуглероженного слоя
трещины находится в связи с микроструктурой обезуглероженного слоя в надрезе.
На рис. 54 показана зависимость удар-
ной вязкости и ее составляющих от глу-
бины обезуглероженного слоя. Видно,
что наиболее значительное повышение
ударной вязкости связано с увеличе-
нием работы зарождения трещины
при увеличении глубины обезуглеро-
живания. Наличие перегибов на кри-
вых ан и а3, а также их смещение
в сторону меньших выдержек опреде-
ляется большей интенсивностью про-
цесса обезуглероживания при повы-
шении температуры обработки.
Разделение ударной вязкости на
составляющие по методике Отани вы-
явило те же зависимости влияния
обезуглероживания, которые были
получены по методике А. П. Гу-
ляева. Таким образом, основное влия-
ние на характеристики разрушения
оказывает степень обезуглероживания, определяющая величину работы за-
рождения трещины, тогда как глубина обезуглероженного слоя ответственна
за увеличение работы распространения трещины в’обезуглероженном поверх-
ностном слое и в необезуглероженной сердцевине. Та из характеристик,
которая учитывает влияние боковых поверхностей \ оказывается зависящей от
глубины слоя. Таким образом, выявляется целесообразность проведения испы-
таний по обеим методикам. Используя принцип аддитивности характеристик удар-
ного разрушения для сердцевины образца, боковых поверхностей и надреза,
удалось разделить влияние обезуглероженного слоя в надрезе и на боковых
поверхностях. В частности, найдено, что присутствие обезуглероженного слоя
1 В методике А. П. Гуляева — это работа аР, в методике Отани — а3.
132
глубиной 0,16 мм в надрезе ударных образцов повышает ударную вязкость при-
мерно на 70 кДж/м2, а такой же слой на боковых поверхностях дает прирост ан
примерно на 35 кДж/м2.
В связи с повышенной пластичностью обезуглероженного слоя может на-
блюдаться снижение чувствительности к концентратору напряжений при цикли-
ческом нагружении. Путем расчета по методу конечного элемента в работе [93]
выявлено уменьшение поля напряжений вблизи вершины концентратора при
условии протекания пластической деформации в обезуглероженном слое. Об
интенсивном притуплении вершины трещины при больших пластических дефор-
мациях свидетельствуют данные, приведенные в работе [101 ], а также испытания
обезуглероженных образцов с надрезом, когда благодаря низкой температуре
отпуска была обеспечена значительная разница в уровнях прочности сердцевины
и поверхности [102]. В последнем случае предел выносливости обезуглерожен-
ных образцов с острым надрезом оказался более высоким, чем предел выносли-
вости необезуглероженных образцов. Большая термодинамическая устойчивость
обезуглероженного слоя обеспечивает в ряде случаев повышение коррозионно-
усталостной прочности обезуглероженных^образцов в водной среде [103]. Эти
данные подобны результатам, приводимым авторами работы [104], где меднение
способствовало увеличению сопротивления коррозионной усталости образцов
с трещинами. В работе Г. В. Карпенко и И. И. Василенко с учетом повышенной
пластичности и термодинамической устойчивости обезуглероженного слоя при-
знается целесообразным обеспечивать его присутствие в случае коррозионно-
усталостного нагружения.
Таким образом, влияние обезуглероженного слоя на важнейшие характери-
стики рессорно-пружинных сталей следует оценивать дифференцированно. Оно
оказывается неблагоприятным в условиях многоцикловой усталости, релакса-
ции напряжений, статического нагружения. В то же время при ударных нагруз-
ках, коррозии, коррозионной усталости, малоцикловой усталости, а также при
наличии острых концентраторов напряжений может проявляться и положитель-
ное влияние обезуглероженного слоя. Интересно, что во всех случаях основное
значение имеет наибольшая степень обезуглероживания, а не глубина слоя с по-
ниженным содержанием углерода.
Учитывая, что сопротивление многоцикловой усталости^является важней-
шим критерием, лимитирующим долговечность упругих элементов в эксплуа-
тации, целесообразно определить возможность устранения отрицательного влия-
ния обезуглероживания. Общепринятым в этом смысле является применение
поверхностного упрочнения, особенно поверхностного пластического деформи-
рования. Проведены испытания образцов из стали 60С2 с твердостью сердцевины
I IRC 45 и глубиной обезуглероженного слоя до 0,35 мм, упрочненных дробью
диаметром 0,8—1,0 мм со скоростью полета 57 и 78 м/с в течение 30, 60 и 120 с
1115]. Результаты испытаний плоских образцов, упрочненных в течение 2 мин
дробью при скорости 57 м/с, приведены на рис. 55. Наибольшая усталостная
прочность достигнута на образцах с минимальным обезуглероженным слоем,
равным 0,05 мм (кривая /). Наклеп дробью образцов с полностью обезуглерожен-
ным слоем глубиной до 0,15 мм позволяет восстановить значения пределов вы-
носливости практически до уровня необезуглероженных образцов, но без наклепа
дробью. При более глубоком обезуглероженном слое поверхностное упрочнение
дробью оказывается менее эффективным. Зависимость эффективности поверхност-
ного упрочнения дробью от глубины обезуглероженного слоя может быть объяс-
нена при рассмотрении распределения остаточных напряжений по сечению упроч-
ненных образцов. Как известно, глубина расположения максимального уровня
остаточных сжимающих напряжений при поверхностном упрочнении зависит от
твердости упрочняемого материала. Поэтому можно предполагать, что для об-
разцов с минимальным обезуглероженным слоем распределение остаточных
сжимающих напряжений, которые, по мнению Л. М. Школьника, в первую оче-
редь ответственны за повышение предела выносливости у среднепрочных сталей,
подобно наблюдаемому у необезуглероженных образцов. В то же время более
пластичная обезуглероженная поверхность оказывается менее поврежденной
при упрочнении дробью по сравнению с троостосорбитной структурой необёз-
углероженных образцов, обладающей меньшей пластичностью. Как показано
133
Л. М. Школьником, чем ближе к поверхности расположен максимум остаточных
напряжений сжатия, тем выше усталостная прочность. В тех случаях, когда
глубина залегания остаточных сжимающих напряжений, вызванных дробеструй-
ным упрочнением, близка к глубине обезуглероженного слоя, поверхностное
упрочнение достаточно эффективно. Когда глубина обезуглероживания значи-
тельно превышает возможную глубину локализации остаточных напряжений,
не удается в значительной степени восстановить усталостную прочность обез-
углероженной стали поверхностным пластическим деформированием. Анализ
распределения остаточных напряжений в образцах от наклепа дробью показал,
что при увеличении^глубины обезуглероженного слоя происходит расширение
Рис. 55. Зависимость усталостной прочности плоских (а) и круглых (б) образцов из
стали 60С2, подвергнутых упрочнению дробью от величины обезуглероженного слоя:
1 — 0,05 мм; 2 — 0- 3 — 0,15; 4 — 0,2; 5 — 0,3 мм, I — 0,03 мм; II — 0; III — 0,2;
IV — 0,1; V — 0,35
области, где реализуются остаточные напряжения сжатия и одновременно умень-
шается их наибольшее значение. Этот результат подтверждает приведенное ранее
объяснение эффективности упрочнения дробью стали с обезуглероженной по-
верхностью.
Принципиально подобна указанной зависимость эффективности поверхност-
ного упрочнения при использовании низкотемпературной карбонитрации от
глубины обезуглероженного слоя [106]. Такой способ позволяет достичь высо-
кой прочности поверхностных слоев благодаря частичному восстановлению кон-
центрации углерода и насыщению азотом. При этом из-за весьма высокой несу-
щей способности поверхностных слоев удалось нивелировать отрицательное
влияние обезуглероженного слоя даже при его относительно значительной глу-
бине. Одновременно из-за относительно низкой температуры обработки в стали
сохранена троостосорбитная структура сердцевины. Установлено, что для об-
разцов с обезуглероженным слоем 0,10 мм предел выносливости после этого
вида химико-термической обработки повысился примерно на 170 %. Даже при
глубоком обезуглероживании наблюдается повышение предела выносливости
более чем на 90 %, хотя в последнем случае и не удалось полностью устранить
отрицательное влияние обезуглероживания, так как глубина упрочненного слоя
составляла примерно 0,15 мм. У образцов с обезуглероженным слоем 0,30 мм
под упрочненным слоем обнаружен мягкий подслой, в котором и происходит
образование усталостных трещин. Расчет по методу конечных элементов также
свидетельствует о положительном влиянии на сопротивление разрушению повы-
шенной несущей способности упрочненных поверхностных слоев даже при на-
личии ослабленного подслоя, так как первые, воспринимая при изгибе значитель-
ную часть внешней нагрузки, разгружают подслой.
134
Нео8ходимо обратить внимание на влияние, оказываемое поверхностным
упрочнением на сопротивление релаксации напряжений. Дробеструйная обра-
ботка привела к увеличению релаксации напряжений как у обезуглероженных,
гак и у необезуглероженных образцов, что связано с ростом метастабильности
структуры поверхностных слоев и возникновением градиента напряжений.
Колее благоприятным оказалось поверхностное упрочнение низкотемпературной
карбонитрацией. Релаксационная стойкость образцов с обезуглероженным слоем
(), 10 мм после карбонитрации практически не отличается от стойкости необез-
углероженных. Однако при глубоком обезуглероживании, когда не удается
полностью упрочнить обезуглероженный слой, сопротивление релаксации напря-
жений резко понижено.
Таким образом, очевидна необходимость обеспечения минимального обез-
углероженного слоя на поверхности стальных упругих элементов, так как даже
применением таких эффективных средств поверхностного упрочнения, как низко-
температурная карбонитрация, не удается полностью устранить влияние глу-
бокого обезуглероживания. Наряду с технологическими способами снижения
обезуглероживания, такими как скоростной нагрев, применение защитных покры-
тий и контролируемых или науглероживающих атмосфер, зачистка проката,
представляется целесообразной экономически оправданная модификация хими-
ческого состава стали. Это может обеспечить уменьшение обезуглероженного
слоя на всех стадиях металлургических и машиностроительных переделов.
Как показывает рассмотрение влияния легирующих элементов на склонность
к обезуглероживанию среднеуглеродистых сталей [107, 108], наиболее целесооб-
разным может • являться легирование пружинных сталей сильными карбидооб-
разующими элементами. Это является результатом уменьшения скорости диффу-
зии углерода и связывания углерода в карбиды. При замедлении диффузии угле-
рода одновременно с общим уменьшением глубины обезуглероженного слоя
наблюдается изменение его структуры за счет более развитой переходной зоны,
что снижает градиент напряжений по сечению [93]. По данным работ [109—111 ],
введение в кремнистую сталь типа 55С2 и 60С2 добавок сильных карбидообра-
зующих элементов наряду с повышением прочностных и технологических свойств
значительно снижает склонность к обезуглероживанию при температурах, при-
нятых при термической обработке крупных упругих элементов. Дополнительно
микролегированная ванадием (0,10—0,25 %) при несколько увеличенном отно-
шении марганца к кремнию сталь марки 55С2ГФ рекомендована для автомобиль-
ных листовых рессор и крупных винтовых тракторных пружин [ПО, 111], так
как после всех термических операций на поверхности изделий реализуется обез-
углероженный слой, который можно эффективно упрочнить дробеструйной об-
работкой. Благодаря этому удалось повысить эксплуатационную долговечность
пружин ходовой системы гусеничных тракторов в два раза.
Как было показано Д. И. Броном, микролегирование бором также положи-
к'льно влияет на снижение склонности к обезуглероживанию.
Существенно, что рассмотренные возможные пути некоторого снижения
степени обезуглероживания в результате легирования и микролегирования,
.з также применения термомеханической обработки, как будет показано, также
существенно улучшают комплекс механических свойств кремнистой стали.
Термическая обработка пружин и рессор из кремнистой стали.
Практика термической обработки пружин 55С2 показывает, что
они могут закаливаться в воде или масле, а в некоторых случа-
ях — в 10—15 %-ном растворе каустической соды с температурой
по выше 65 °C. Пружины из стали 60С2 обычно закаливают в ма-
сле. Максимальная твердость пружин из стали 55С2 достигается
после закалки в воде; у пружин из стали 60С2 практически нет
различия в значениях твердости после закалки в воде и в масле.
При закалке в масле стали 55С2 в ней, по данным [112], фикси-
руется максимально И % остаточного аустенита; при закалке
135
в Ю/Уо-ном NaCl —не менее 3 %, а в воде —S—6 %. В стали
60С2 после закалки при 850 °C с охлаждением в воде фиксируется
4,3 % остаточного аустенита; в масле —7,6 % и в гелии —
9,4 % [113].
Однако при закалке с охлаждением в воде крупных витых
пружин из стали 55С2 часто возникают трещины, особенно после
закалки с повышенных температур. Поэтому целесообразно, как
это принято на Днепродзержинском вагоностроительном заводе
им. «Правды», производить охлаждение в воде в течение определен-
ного времени, регулируемого автоматически и зависящего от раз-
меров прутка, из которого навита пружина. В частности, для
пружин из прутков диаметром 18—12 мм, нагретых до темпера-
туры закалки 840—870 °C, принято время охлаждения в воде
(40—60 °C), равное 18 с, а для прутков диаметром 30—34 мм
оно составляет 22 с. После такого охлаждения (обычно до тем-
пературы металла 100—300 °C) следует немедленно подвергнуть
пружины отпуску х. Твердость пружин после полного цикла тер-
мической обработки НВ 370—440. Такую обработку, как показали
К. Ф. Стародубов и А. А. Сазонова, можно рассматривать как
своеобразную изотермическую закалку, которая очень эффективна,
особенно для кремнистых пружинных сталей.
Для стали 60С2 может быть применена также закалка в кипя-
щем слое электрокорунда [114]. В кипящем слое корунда с раз-
мерами частиц 100 мкм с температурой 25—30 °C листы из стали
60С2 толщиной 8 мм, нагретые до 950 °C, прокаливаются наск-
возь, тогда как в случае охлаждения в масле сквозная прокалива-
емость достигается в листах толщиной 10 мм (рис. 56).
Температура закалки пружин, обеспечивающая получение
мелкокристаллического мартенсита, соответствует 860—875 °C для
1 При 480—520 °C, 28 мин для пружин из прутка диаметром 18—22 мм и при
490—530 °C, 38 мин для пружин из прутка диаметром 30—34 мм.
136
сгали 55С2 и 850—870 °C для стали 60С2. После закалки с ука-
занных температур достигается максимальная твердость, а после
отпуска —оптимальное сочетание прочности и пластичности.
Гели в процессе закалки, когда сталь находится в аустенитном
состоянии, необходимо осуществлять формоизменение, например
гибку или навивку цилиндрических пружин и т. д., то тогда тем-
пературу нагрева повышают до 900—950 °C, так как при этом
возрастают и горячая пластичность и устойчивость аустенита при
последующем переохлаждении.
Если заготовки для пружин или рессор из стали 55С2 или 60С2
нагреты под закалку до 900—950 °C, то переохлаждение аусте-
нита в процессе гибки до 800—775 °C не вызывает его
распада.
Для изготовления вагонных пружин заготовки (диаметром
<35—40 мм) из стали 55С2 нагревают до 930 ± 10 °C и охлаждают
в воде или масле. Вагонные рессоры из стали 55С2 нагревают до
925—950 °C, а гибку выполняют при 900 °C, что гарантирует
сохранение структуры аустенита; температура закалки рессорных
листов после гибки 870—840 °C. Примерно до такой же темпера-
туры (920—950 °C) нагревают заготовки автомобильных рессор
из стали 60С2; гибку их осуществляют при 850—900 °C. Совме-
щение операций нагрева одновременно и для закалки и для гибки
(или навивки)’ пружин несомненно является эффективным и в эко-
номическом и техническом отношении. Последнее связано с тем,
что при уменьшении числа нагревов уменьшается величина обез-
углероживания и, кроме того, образующийся при закалке мар-
тенсит «наследует» субструктуру, полученную в аустените в про-
цессе деформации. Совмещение в одной операции деформации
н закалки можно рассматривать как термомеханическую обра-
ботку.
Повышение температуры нагрева кремнистой стали важно не
только для последующего формоизменения заготовок пружин
пли рессор в аустенитном состоянии, но и для увеличения уста-
лостной прочности этих упругих элементов. Так, по данным
Д. И. Брона, предел выносливости стали 60С2 после закалки
сЛ870 °C и отпуска при 480 °C (HRC 40—42) в случае симметрич-
ного цикла составляет 343 МПа, а после закалки с 960—980 °C
и того же отпуска он равен 392 МПа. Максимальная усталостная
прочность рессор из стали 55С2 также достигается после высоко*-
температурного нагрева под закалку. По данным М. Ю. Эйфера,
повышение температуры закалки до 880—890 °C улучшает и ста-
тические свойства стали 60С2. Причины положительного влияния
нагрева до повышенных температур, превышающих рекомендо-
ванные ГОСТом (870 °C) и зарубежными стандартами, не уста-
новлены. Можно предположить, что основной причиной является
_ повышение химической однородности аустенита как по содержа-
нию кремния, так и зависящей от него однородности распределе-
ния углерода.
137
Однако повышение температуры закалки выше 960—980 °C
недопустимо, так как оно может привести к перегреву и возникно-
вению трещин при закалке. По данным автора книги, нагрев до
1000 °C вызывает сильное увеличение размеров зерна.
Изменение свойств стали 60С2 в зависимости от температуры
отпуска показано на рис.. 57. Максимум предела упругости этих
сталей достигается при температурах отпуска 350 °C, т. е. более
высоких, чем для углеродистой стали. Поэтому в кремнистой
стали наряду с очень высокими зна-
чениями сопротивления малым и боль-
шим пластическим деформациям могут
быть достигнуты также повышенная
пластичность и вязкость, притом в из-
делиях бдльшего сечения, чем в угле-
родистой стали. На практике темпера-
туру отпуска в зависимости от условий
службы упругих элементов принимают
обычно в пределах 400—525 °C. В ча-
стности, для автомобильных рессор из
стали 60С2 эта температура составляет
470—490 °C*1, для вагонных рессор
480—530 °C (выдержка 20—40 мин),
для вагонных пружин из стали 60С2 —
490 ± 10 °C. По данным работы [115],
после отпуска при 200 °C сталь 60С2
разрушается хрупко. При 450 °C разру-
шение носит смешанный характер, а по-
сле отпуска при 600 °C наблюдается
вязкое разрушение. При этом соответ-
Рис. 57. Влияние температуры
отпуска на свойства стали 60С2
(Г. А. Мелкова)
ственно снижается температура нижнего
и верхнего порога хладноломкости от +20 и +140 °C (отпуск
при 200 °C) до —100 и +20 °C (отпуск при 600 °C). В районе тем-
ператур отпуска при 450—550 °C наблюдается замедление роста
ударной вязкости и характеристик пластичности (6 и ф, %)
[116]. При этом скорость охлаждения от температуры отпуска
не влияет на положение этого интервала температур. Однако
упругие элементы многих типов после отпуска целесообразно
охлаждать в воде, поскольку, во-первых, при этом в поверхностном
слое возникают сжимающие остаточные напряжения, а во-вторых,
быстрое охлаждение с температуры отпуска при 500—540 °C
предупреждает появление обратимой отпускной хрупкости. Эта
отпускная хрупкость, кроме повышения порога хладноломкости
кремнистой пружинной стали (0,65 % С; 0,42 % Мп; 1,88 % Si;
0,4 % Сг), облегчает зарождение усталостных трещин и увеличи-
вает скорость их распространения. В результате этих изменений,
Температура в проходной отпускной печи 560—600 °C и может быть выше.
138
вызванных отпускной хрупкостью, снижается ограниченная долго-
вечность, но предел выносливости остается неизменным.
Поэтому появление обратимой отпускной хрупкости целесооб-
разно исключать. Быстрое охлаждение для подавления этой
хрупкости может вызвать коробление, а полученные при этом
повышенные остаточные напряжения вследствие релаксации могут
привести к некоторому изменению характеристик пружин. Если
пружины используют в точных механизмах или приборах, то такие
изменения недопустимы, и поэтому для них после быстрого ох-
лаждения необходим дополнительный отпуск при более низких
температурах.
Улучшение свойств кремнистых сталей, как показывают ре-
зультаты ряда исследований, в частности работы автора и
П. Н. Бурькова, могут быть улучшены в случае применения
изотермической закалки на нижний бейнит. Поданным И. В. Па-
исова и М. В. Гедеона, она может обеспечить более высокие ме-
ханические свойства стали 60С2А по сравнению с закалкой и от-
пуском, особенно долговечность и сопротивление динамическому
воздействию. В связи с этим важно в более широком плане рас-
смотреть влияние изотермической закалки на структуру и свойства
кремнистой стали.
Подробные исследования структурных превращений переох-
лажденного аустенита кремнистой стали (1 % С и 2 % Si) в про-
межуточной области выполнены Помэ. Он показал, что превра-
щение переохлажденного аустенита, в частности при 450—325 °C,
происходит в две стадии. Начальный ускоренный период первой
стадии превращения характеризуется энергией активации
79,8 кДж/моль, а последующий —замедленный, продолжаю-
щийся до конца первой стадии, — 172,2 кДж/моль. Эта величина
такая же, как и для ускоренного этапа второй стадии. Интересно
отметить, что первое значение близко к энергии активации диф-
фузии углерода в а-железе (84 кДж/моль), а второе значение вслед-
ствие присутствия кремния несколько выше энергии активации
углерода в у-железа. Отсюда следует, что первая стадия связана
с диффузией углерода в ос-фазе, в которой и образуется 8-карбид,
а вторая — с диффузией в у-фазе, из которой выделяются частицы
нового карбида с высоким содержанием углерода (Fe : С — 1,37: 1).
После распада аустенита при 250 °C присутствует только
г-карбид, а после превращения при 400 до 500 °C —только новый
карбид. В промежуточной температурной области 250—400 °C
присутствуют 8-карбид и новый карбид. После превращения при
температуре выше 500 °C наряду с новым карбидом появляется
цементит, количество которого непрерывно растет. Если после
изотермического превращения при температурах, когда образуется
новый карбид, например при -400 °C, произвести новый нагрев
при более повышенной температуре (550 °C), то произойдут слож-
ные преобразования: новый карбид углерод + %-карбид Хегга
и при дальнейшем нагреве %-карбид Fe3C + углерод.
139
Присутствие %-карбида наряду с Ре3С, в кремнистой сталй
типа 60С2 после изотермической закалки с выдержкой при 350—
500 °C обнаружено Б. А. Апаевым и С. М. Медяновым (рис. 58).
Максимальное количество %-карбида отмечается при 450 °C,
Рис. 58. Механические свойства и фазовый состав стали ]
60С2 после изотермической закалки (а, б) и закалки и от-
пуска (в, г) (Б. А. Апаев и С. А. Медяков) Ц
когда свойства пластичности и вязкости сильно снижаются. Од-
нако в отличие от результатов работы Помэ указанные авторы по-
казали, что после превращения при 250—350 °C в структуре при-
сутствует только 8-карбид. Существенно, что состав и количество
карбидных фаз после обычной закалки и отпуска, а также после
изотермической закалки различно (рис. 58).
Как будет показано, наиболее эффективна изотермическая
закалка на нижний бейнит в районе, близком к мартенситной
точке, когда a-фаза характеризуется повышенной концентрацией
углерода. В этом случае изотермическая закалка стали 60С2А
140
t A 6 Л Й Ц A 13. ВЛИЯЙЙЁ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ЗАКАЛКИ
И ПОСЛЕДУЮЩЕГО ОТПУСКА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
КРЕМНИСТЫХ СТАЛЕЙ 60С2А И 65C2BA
(ДАННЫЕ А. Г. РАХШТАДТА И П. Н. БУРЬКОВА)
Обработка «В’ МПа а0,2’ МПа аПЦ’ МПа 6. % % йн’ кДж/м2
Стал\ Изотермическая закалка с выдерж- кой при 290 °C . ь 60С2/ 2050 1715 1499 11 40 489
То же и отпуск в течение 1 ч при тем- пературах, °C: 150 1980 1765 1567 12 46 588
290 1930 1812 1648 12,5 50 489
400 1773 1715 1568 13,5 40 372
Закалка и отпуск при 420 °C ... 1765 1648 1529 11 48 353
Сталь 65С2ВА
Изотермическая закалка' с кой при 270 °C выдерж- 2112 1745 1499 7,5 37,5 440
То же, и отпуск в течение температурах, °C: 150 1 ч при 2010 1812 1529 9 37,5 440
280 1930 1831 1616 11,0 37,5 510
310 1930 183Ц 1715 9,5 40 550
400 1861 1784 1685 11,0 40 500
Закалка и отпуск при 400с С. . . . 1832 1705 1539 9 44 245
/0,60 % С; 1,73 % Si; 0,64 % Мп) позволяет получить достаточно
удовлетворительную пластичность и вязкость при повышенных
характеристиках прочностных свойств (табл. 13). Кроме того,
после изотермической закалки повышаются усталостная проч-
ность 1 (рис. 59) и стойкость при испытании на повторный удар --
важная характеристика пружин, работающих в условиях внезап-
ного нагружения. В частности, после изотермической закалки
стали 60С2А с выдержкой при 300 °C на твердость HRC 48—49
число ударов до разрушения составляет 1430, а после закалки
и отпуска на равную твердость оно равно 920. Примерно то же
соотношение наблюдается для стали 65С2ВА. Причины улучшения
усталостной прочности после изотермической закалки не установ-
лены. Возможно, что одной из главных причин является более
равномерное распределение в структуре частиц карбидов, а также
их более благоприятная форма и иной фазовый состав стали
(рис. 58), чем после обычной закалки и отпуска на твердость
[ IRC > 40. После закалки отпуска на твердость HRC < 40 струк-
1 Образцы имели обезуглероженный слой, и поэтому абсолютные значения
усталостной прочности оказались пониженными. Однако по приведенным значе-
ниям можно достаточно четко сопоставить между собой различные виды об-
работки.
141
Тура стали (форма и распределение карбидов) более благоприятна
по сравнению с полученной после изотермической закалки.
Другой причиной большей усталостной прочности стали после
изотермической закалки является присутствие в структуре повы-
шенных количеств остаточного аустенита, который способствует
релаксации или перераспределению микронапряжений за счет
пластической деформации. Кроме того, остаточный аустенит за
счет локальной деформации снижает пики напряжений на дефек-
тах структуры и дефектах поверхности и поэтому снижает чув-
ствительность стали к надрезу. По данным Ф. Хангерера, макси-
б.^мпа
5-10ч 105 2‘W5 5’105 1О6 ( 5>106
/V, циклЬ1
Рис. 59. Зависимость предела
выносливости сталей 60С2
и 60С2ХА от режима терми-
ческой обработки:
1—2 — сталь 60С2 (/а— за-
калка с^880—890 °С-гв масле,
отпуск при 400—410 °C; 2 *=»
изотермическая закалка с
выдержкой при 285—300 °C,
45 мин); 3—5 — сталь
60С2ХА (3 — закалка с
880—890 °C в масле, отпуск
при 400—415 °C, 4 — изо-
термическая закалка при
290—300 °C, 45 мин; 5 —
то же и отпуск при 300 —
325 °C)
мальная усталостная прочность стали (0,46 % С; 1,35 % Si;
0,64 % Мп; 1,51 % Сг и 0,09 % V) после изотермической закалки
достигается при наличии в структуре 12 % остаточного аустенита*
Измерение свойств, характеризующих сопротивление малым
пластическим деформациям (апц) показало (табл. 13), что сталь
после изотермической закалки уступает стали после закалки
с отпуском на равную прочность (сгв = 1800-5-1900 МПа) или
твердость HRC 48—49. Чтобы несколько повысить предел про-
порциональности стали, можно снизить температуру изотермиче-
ского превращения переохлажденного аустенита (табл. 13).
В частности, после изотермической закалки стали 60С2А с вы-
держкой при 320 °C ее предел пропорциональности составляет
1390 МПа, а при 290 °C — 1500 МПа. Однако дальнейшее повы-
шение предела пропорциональности может быть достигнуто
лишь при неизбежном снижении характеристик пластичности и
вязкости, а также усталостной прочности. Так, по данным автора
и П. Н. Бурькова, после изотермической закалки с выдержками
при 330, 280 и 250 °C предел выносливости составляет 540,
550, 490 МПа. Таким образом, утрачивается важнейшее преиму-
щество изотермической закалки — ценное сочетание комплекса
механических свойств, и сохраняется лишь технологическое пре-
имущество — меньшая деформация изделий в процессе термиче-
ской обработки.
142
Существует и другой путь повышения предела пропорциональ-
ности при сохранении повышенных пластических свойств и удар-
ной вязкости —это проведение после изотермической закалки
дополнительного отпуска. Влияние такого отпуска, повышающего
предел пропорциональности (и упругости), показано в табл. 13.
Это повышение предела пропорциональности для стали 60С2
оказалось равным 150 МПа, а для стали 65С2ВА (0,63 % С;
1,69 % Si; 0,81 % Мп; 1,01 % W) даже 220 МПа. Однако допол-
нительный отпуск бесполезен,
если изотермическую закалку
проводили на структуру верх-
него бейнита, так как при этом
не улучшаются пределы теку-
чести и пропорциональности.
Продолжительность заневолибания"
Рис. 61. Изменение высоты пружин из
стали 60С2А при заневоливании:
/ — закалка в масле и отпуск при 420 °C;
2 — изотермическая закалка с выдержкой
при 300 °C и отпуск, при 300 °C; 3 —изо-
термическая закалка с выдержкой при
280 °C и отпуск при 300 °C; 4 — изотер-
мическая закалка с выдержкой при
_Л_ ^320 °C и отпуск при 300 °C
Продолжительность
отпуска, мин
Рис. 60. Зависимость твердости и предела
упругости стали 70С2ХА от продолжитель-
ности отпуска при 300 °C (исходное состоя-
ние: после изотермической закалки с вы-
держкой при 300 °C)
Отсюда следует, что поведение стали со структурой нижнего
и верхнего бейнита при отпуске принципиально различно и по
изменению свойств стали после отпуска можно судить об особен-
ностях строения бейнита. Причина указанного изменения пре-
дела пропорциональности (упругости) в результате отпуска стали,
закаленной на нижний бейнит, еще не установлена.
Как видно из рис. 60, изменение упругости при дополнительном
отпуске, если не считать начального незначительного снижения,
по характеру весьма напоминает его изменения в результате
отпуска после закалки на мартенсит. Однако прирост предела
упругости в первом случае меньше, поскольку процессы выделе-
ния карбидов, преобразования тонкой структуры и снятия
напряжений в значительной степени протекают непосредственно
в процессе изотермической выдержки, тогда как после обычной
закалки они происходят в основном при отпуске.
Применение нового процесса, названного нами двойной изо-
термической обработкой, привело к повышению таких важных
свойств пружинной стали, как усталостная стойкость при испы-
ЦЗ
тании на повторный удар, а также рабочих характеристик пру-
жин. После новой обработки заметно повысились усталостная
прочность (живучесть) и релаксационная стойкость пружин
(рис. 61). Усталостная прочность стали типа 60С2А после изо-
термической закалки с выдержкой при 330 °C и отпуска при 300 °C
выше, чем после закалки и отпуска при 420 °C, хотя в последнем
случае предел прочности был равен 1810 МПа, а после двойной
изотермической обработки составлял 1680 МПа. Предел выносли-
вости на базе 106 циклов при испытании консольно защемленного
200 250 300 350 400 450
Рис. 62. Влияниие температуры
отпуска на свойства закаленной
стали 65Г (Г. А. Мелкова)
Расстояние от охлаждаемого
торца, мм
Рис. 63. Кривые прокаливаемости ста-
лей 55С2 (/) и 55С2ГФ (2) [110]
образца после двойной изотермической обработки составлял
686 МПа, а после закалки с отпуском 637 МПа. Этот же эффект
улучшения предела выносливости после двойной изотермической
обработки установлен М. Ю. Эйфером и на сложнолегированных
кремнистых сталях.
Для широкого применения изотермической закалки как обыч-
ной, так и двойной требуются рессорно-пружинные стали, обла-
дающие более высокой прокаливаемостью, чем кремнистая (см.
рис. 45). Поэтому необходима разработка и внедрение в промыш-
ленность новых, более глубокопрокаливающихся пружинных
сталей. Кроме того, как было отмечено, необходимо уменьшить
склонность кремнистых сталей к обезуглероживанию и к росту
зерна. Улучшение механических и указанных технологических
свойств кремнистой стали может быть достигнуто дополнительным
легированием.
Сложнолегированные кремнистые пружинные стали. Кремни-
стую сталь по указанным ранее причинам целесообразно допол-
нительно легировать карбидообразующими элементами: хромом,
144
как у стали ио максималь-
Рис. 64. Зависимость глубины обез’
углероженного слоя от температуры
нагрева сталей 55С2 и 55С2ГФ [110]
вольфрамом, ванадием, молибденом и марганцем. Кремнистые
пружинные стали являются по существу кремнемарганцовыми,
хотя содержание марганца в них и относительно невысокое (0,6 —
0,9 %). Влиянием марганца на повышение устойчивости переох-
лажденного аустенита и его карбидообразующее воздействие
объясняют причину увеличения прокаливаемости кремнистых
сталей и увеличение сопротивления малым пластическим деформа-
циям. Г. А. Мелковой показано (рис. 62), что сталь 65Г после
закалки и отпуска при 350 °C имеет максимальный предел упру-
гости o0j005, равный 1500 МПа, тогдг
ный предел упругости а0,005 при-
мерно 1200 МПа и достигается после
отпуска при более низкой темпера-
туре 250 °C. У стали 65Г, также
выше предел текучести, но ниже
характеристики пластичного, чем
у стали 65. Сталь 65Г, однако, бо-
лее склонна к хрупким разруше-
ниям, возможно, из-за большей чув-
ствительности к росту зерна и
к водородной хрупкости (из-за боль-
шего содержания в ней водорода),
как это указывает Я. М. Потак.
Однако в сочетании с другими ле-
гирующими элементами, вероятно,
некоторые отрицательные моменты влияния марганца в большей
или меньшей степени устраняются. Поэтому использование леги-
рования марганцем кремнистой стали должно быть целесообраз-
ным. Здесь возможны два пути. Первый путь —это значительное
повышение концентрации марганца при одновременном умень-
шении содержания кремния. Второй путь —это увеличение со-
держания марганца при сохранении той же концентрации кремния,
которая, например, принята в сталях 55С2 и 60С2. Преимущество
первого пути показано в работе автора, О. Н. Мещериновой,
А. И. Гневко и С. А. Сошникова. Сталь типа 55СГ2 с более вы-
соким содержанием марганца и кремния (0,54 % С; 1,23 % Si;
1,66 % Мп) имеет значительно большую прокаливаемость, чем
55С2 (критический диаметр стали типа 55СГ2 равен 30 мм, а стали
55С2 не превышает 19 мм). Температура порога роста зерна ука-
занной стали составляет 950 °C, т. е. такая же, как и стали 55С2.
Однако глубина обезуглероженного слоя в три раза меньше, чем
у стали 55С2 (в одинаковых условиях нагрева). Свойства стали
типа 55СГ2, особенно предел упругости, после закалки и отпуска
выше, чем у стали 55С2. После отпуска на максимальный предел
упругости сталь 55СГ2 на уступает кремнистой по пластичности
JI вязкости.
Второй путь реализован в промышленном масштабе.
В ГОСТ 14959—79 предусмотрены две новые стандартные стали —
145
60С2Г(1,8 —2,2 % Si; 0,7 —1,0 % Мп) и 55С2ГФ (1,5 —2,0 %Si;
0,95 — 1,25 % Мп), в составе которой также предусмотрено 0,1 —
0,15 % V, что следует признать вполне целесообразным. Сталь
первого типа используется в производстве Волжского автозавода.
Сталь второго типа уже внедрена в автотракторную промышлен-
ность для изготовления разнообразных упругих элементов, и ее
дальнейшее применение расши-
ряется. Как показано в работах
1110, 117, 1181, сталь 55С2ГФ
прежде всего характеризуется
т,мин
Рис. 65. Зависимость величины зер-
на аустенита рессорно-пружинных
сталей от времени выдержки при
температурах 950 (/, Г)', 1000 (2,
20 и 1050 °C (3, 3’). Сплошные ли-
нии — для стали 55С2ГФ; штри-
ховые — для стали 60С2
бв,МПа
200 зоо ООО t, °с
Рис. 66. Зависимость механических свойств
сталей 55С2ГФ (сплошные линии) и 60С2
(штриховые) от температуры отпуска
лучшими технологическими свойствами, более повышенной устой-
чивостью переохлажденного аустенита, а отсюда —большей про-
каливаемостью (рис. 63), меньшей склонностью к обезуглерожи-
ванию (рис. 64) и меньшей чувствительностью к росту зерна аусте-
нита (рис. 65). Механические свойства стали 55С2ГФ, включая
работу зарождения и развития трещины и усталостную прочность,
выше, чем стали 60С2 (рис. 66—69). Также более высоким оказы-
вается предел упругости (примерно на 200 МПа) и релаксационная
стойкость. Кроме изменения соотношения между концентрациями
кремния и марганца, улучшение свойств кремнистых пружинных
сталей может быть достигнуто в результате введения карбидо-
образующих элементов, которые, как указывалось ранее, умень-
шают склонность этих сталей к обезуглероживанию и, кроме
того, должны положительно влиять и на другие технологические
И6
Он, кДж!н*
300 ЧОО . 500 300 ЧОО 500 300 ЧОО 500
t,°c
Рис. 67. Ударная вязкость и ее составляющие (пр, ад) сталей промышленной
выплавки 55С2ГФ (сплошные линии) и 60С2 (штриховые) при 20 (а), —20 (б) и
—40 °C (в)
/V, циклы
Рис. 68. Усталостная проч-
ность стали 55С2ГФ после
закалки в масле с 900 °C и
отпуска при 450 (/, 5) и
500 °C (2, 4):
1,2 — без обезуглероженно-
го слоя (после шлифовки);
3, 4 — с обезуглероженным
слоем 0,07 и 0,11 мм
Рис. 69. Усталостная прочность стали
60С2 (обозначения см. рис. 68)
147 •
Свойства (чувствительность к росту зерна), а также на Весь KOMfi-
лекс механических свойств. Можно полагать, что улучшение всех
свойств рассмотренной стали 55С2ГФ (по сравнению со сталью
60С2) связано главным образом (за исключением прокаливае-
мости) с присутствием ванадия.
Исследования влияния карбидообразующих элементов — хрома
ванадия и циркония — показали их положительное и значитель-
ное влияние на технологические, а также механические свойства
Рис. 70. Влияние температуры отпуска на свойства стали 60C2XA (а) и
65С2ВА (б) (Г. А. Мелкова, А. И. Критская, А. Г. Рахштадт)
кремнистой стали [109]. Прежде всего следует отметить влияние
хрома, который даже при небольшом содержании (0,5 %) заметно
повышает устойчивость переохлажденного аустенита и соот-
ветственно прокаливаемость стали. При содержании 0,5 % Сг
прокаливаемость стали 60С2 возрастает практически в два раза,
а при 1 % Сг —в три раза. Введение ванадия и циркония прак-
тически не повышает устойчивости переохлажденного аустенита
и прокаливаемости кремнистой стали. Все указанные карбидо-
образующие элементы уменьшают величину зерен аустенита и
повышают температуру порога их роста. Так, если после нагрева
до 1050 °C диаметр зерна аустенита у стали 60С2 равен 60 мкм,
то у стали типа 60С2Х05 —40 мкм, а у 60С2Ф —20 мкм. Леги-
рование стали хромом (60С2Х) практически не влияет на уровень
механических свойств после закалки 1 и отпуска и, в частности,
1 По данным М. Ю. Эйфера, оптимальная температура закалки стали 60С2Х
равна 880—890 °C.
148
ТАБЛИЦА 14. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА ГЙУБЙН^
ОБЕЗУГЛЕРОЖЕННОГО СЛОЯ КРЕМНИСТОЙ СТАЛИ ТИПА 60С2
ПРИ НАГРЕВЕ [109]
Тип стали Глубина обезуглероженного слоя, мм, После нагрева при Темпера- туре, °C, с выдержкой 0,5 ч
850 900 950 1000
60С2 0,08 0,1 0,2 0,36
60С2Х05 0,05 0,06 0,12 0,28
60С2Х 0,04 0,05 0,10 0,18
60С2ХФ 0,03 0,04 0,08 0,16
60С2Ф 0,08 0,08 0,15 0,30
60С2Ц 0,09 0,10 0,18 0,32
на величину предела упругости (рис. 70) по сравнению со свой-
ствами стали 60С2 (см. рис. 57), но склонность стали к разупро-
чнению при повышенных температурах отпуска при этом все-таки
уменьшается. Как показано Г. А. Мелковой, присутствие хрома
практически не влияет на улучшение релаксационной стойкости,
но, по данным работы [109], она несколько выше. Существенно,
что введение карбидообразующих элементов — особенно хрома
и совместно хрома и ванадия — уменьшает способность кремнистой
стали к обезуглероживанию (табл. 14).
По данным М. Ю. Эйфера, сталь 60С2ХА имеет несколько более
повышенный предел выносливости (о_х =; 565 МПа), чем сталь
60С2 (Ол = 540 МПа).
Однако, судя по значениям предела выносливости, термическая
обработка образцов для этих испытаний не исключала возмож-
ности обезуглероживания. Поэтому и температура отпуска, от-
вечающая максимальному пределу выносливости, была выше
(450 °C), чем в том случае, когда обезуглероживание исключалось.
В последнем случае оптимальная температура отпуска стали 60С2
по данным, приведенны на рис. 70, соответствует 350 °C. Для
стали 60С2ХА, как и для стали 60С2, весьма эффективна изо-
термическая закалка, особенно в сочетании с последующим отпу-
ском.
Кроме стали 60С2ХА, практическое применение имеет и сталь
с более высоким содержанием углерода — 70С2ХА, рекоменду-
емая для пружин, от которых требуется наиболее высокая проч-
ность, например часовых. Однако в этом случае в структуре стали
не должно быть дефектов, а на поверхности — рисок, вмятин,
следов коррозии и т. п., так как они в высокопрочной стали при-
ведут к преждевременному разрушению. Свойства стали 70С2ХА
впервые были изучены К. П. Колчиным и- В. Я. Зубовым. Резуль-
таты исследований показали, что сталь 70С2ХА в тонких сечениях
по значениям пределов упругости и прочности несколько уступает
высокоуглеродистым сталям У10А и У12А, а в сечениях толщиной
149
Нёлица влияние Температуры отпуска
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 60С2ХФА (М. Ю. ЭЙФЕР)
Темпера- тура отпуска °C ав’ МПа а0,2’ МПа аПЦ’ МПа •ф, % в, % ан* кДж/м2 Твердость HRC
200 303 58
250 2370 2200 1940 19,5 5,7 303 57
300 2370 2260 1960 21,5 6,5 323 57
350 2250 2160 1950 — 5,1 294 56
400 1930 1875 1720 28,6 7,4 372 52
450 1820 1685 1570 35,0 8,0 391 48
500 1635 1540 1470 35,0 9,8 440 45
550 1530 1440 1370 36,8 10,0 470 42
более 0,6 мм превосходит их. Кроме того, сталь 70С2ХА вслед-
ствие выполнения отпуска при более высокой температуре обла-
дает большими пластичностью и вязкостью, чем углеродистая,
при равном уровне прочностных свойств.
Более высоким комплексом технологических свойств — мень-
шей склонностью к росту зерна и обезуглероживанию, чем сталь
60С2ХА, а также лучшей прокаливаемостью обладает сталь
60С2ХФА. Интересно, что в отсутствие хрома прокаливаемость
кремнистой стали от введения ванадия не возрастает. Сталь
60С2ХФА имеет критический диаметр 80 мм при закалке в масле
(температура нагрева 880—890 °C), тогда как у стали 60С2ХА этот
диаметр равен 44 мм, а у стали 60С2А — 20 мм. Поэтому целе-
сообразно использовать сталь 60С2ХФА для изготовления пру-
жин большого сечения (более 40 мм).
Свойства стали 60С2ХФА после закалки и отпуска представ-
лены в табл. 15. Эти данные показывают, что введение ванадия
несколько замедляет разупрочнение при повышенных температу-
рах отпуска, почти не снижая свойств пластичности и вязкости.
По значениям пределов текучести и пропорциональности сталь
60С2ХФА превосходит сталь 60С2ХА только в области повышен-
ных температур отпуска (450—550 °C), которые обычно и реко-
мендуются для обработки пружин. Предел выносливости стали
60С2ХФА, как и других кремнистых сталей, достигает максималь-
ной величины после отпуска при 450 °C й составляет 575 МПа,
хотя при наличии обезуглероженного слоя.
Предел выносливости стали 60С2ХФА может быть повышен
при применении изотермической закалки, особенно в сочетании
с отпуском (табл. 16). Однако при испытании на кручение мало-
цикловая долговечность после изотермической закалки оказыва-
ется ниже, чем после закалки и отпуска. Этот процесс двойной
изотермической обработки обеспечивает (при равной твердости)
более высокий комплекс механических свойств — сочетание вы-
150
Т А Б Л И Ц А 16. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КРЕМНИСТЫХ СТАЛЕЙ
ПОСЛЕ ДВОЙНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
(М. Ю. ЭЙФЕР)
Сталь Режим термической обработки Ов, МПа л д © 5 о аПЦ’ МПа % б, % « и *1 °-г МПа
60С2А Закалка в масле при 400 °C 1900 1770 1770 41,5 6,7 400 500
Изотермическая за- калка при 290 °C 1950 1685 1450 42,0 7,7 540 525
То же и отпуск при 325 °C 1960 1830 1685 45,0 8,5 490 —
60С2ХА Закалка в масле и отпуск при 400 °C 1980 1830 1720 38,2 7,5 371 540
Изотермическая за- калка при 290 °C 1950 1725 1460 46,0 10,0 735 568
То же и отпуск при 325 °C 1920 1770 1655 45,2 8,3 500 578
60С2ХФА Закалка в масле и отпуск при 415 °C 1900 1810 1665 32,0 8,1 371 548/294
Изотермическая за- калка при 290 °C 1960 1780 1470 38,5 10,6 755 587/308
То же и отпуск при 325 °C 1960 1810 1665 38,1 8,1 665 612/328
Примечание. В знаменателе — предел выносливости на кручение (Т_<).
** При изгибе.
сокой прочности, пластичности и усталостной прочности (сравните
табл. 13 и 16). При этом наиболее высокие результаты были до-
стигнуты М. Ю. Эйфером в случае изотермической закалки при
температуре, близкой к мартенситной точке, т. е. при 275—
290 °C, с последующим отпуском при 325 °C.
Кроме легирования кремнистой стали хромом или хромом и
ванадием, практическое значение имеет также ее легирование
вольфрамом (сталь 65С2ВА). Преимуществом кремневольфрамовой
стали 65С2ВА является несколько более высокая устойчивость
переохлажденного аустенита и, как следствие этого, — более вы-
сокая прокаливаемость стали. Кроме того, сталь 65С2ВА обла-
дает более мелкозернистым строением и повышенной устойчиво-
стью против отпуска. Кремневольфрамовая сталь 65С2ВА, как
надежно установлено Г. А. Мелковой и А. И. Критской, по свой-
ствам прочности и пластичности, а также усталостной прочности
не отличается от таких кремнистых сталей, как 60С2 и 60С2ХА.
Однако по величинам предела упругости и релаксационной стой-
кости сталь 65С2ВА превосходит обе предыдущие. Предел упру-
гости Cronos стали 65С2ВА, равный 1670 МПа, оказывается самым
высоким среди всех стандартных пружинных сталей. Максимумы
предела упругости и релаксационной стойкости достигаются после
151
закалки и отпуска при 350 °C Эта температура отпуска отве-
чает практически полному превращению остаточного аустенита
и выделению значительного
(рис. 71, 72). В составе этих
Рис. 71. Изменение содержания
углерода, связанного в карбиды
(^М С’ %)’ И сво^ств стали 65С2ВА
в зависимости от температуры от-
пуска [119]:
20
ТО — начальное напряжение; тр
т}00 и т^00 — остаточное напряже-
ние после 100 ч испытаний при 20,
100 ------
количества карбидов типа 7И3С
карбидов, как показано в работе
[119], если температура от-
пуска ниже 400 °C, не содер-
жится вольфрама, который та-
ким образом сосредоточен
в твердом растворе. Только
р.мкОм-м
б/отп 200 ООО 500 °с
Рис. 72. Изменение содержания
углерода, связанного в карбиды
/С.. %\, и свойств стали 50ХФА
\ М2С )
в зависимости от температуры от-
пуска
и 200 °C соответственно
после отпуска при более повышенных температурах в кар-
бидах увеличивается содержание вольфрама, и поэтому ско-
рость коагуляции карбидов должна замедляться и соответственно
уменьшаться степень разупрочнения при повышенных температу-
рах отпуска, что и наблюдается в действительности (рис. 71).
*х По данным В. Я. Зубова, максимальная релаксационная стойкость стали
65С2ВА при 20 °C достигается после отпуска при 300 °C. При повышении темпе-
ратуры релаксационных испытаний соответственно возрастает и температура
отпуска, отвечающая достижению максимальной стойкости. Так, максимальная
релаксационная стойкость при 100 °C отвечает отпуску при 400 °C, а при 200 °C —
отпуску при 450 °C,
152
retina
Вследствие повышенной устойчивости против отпуска сталь
65С2ВА применяют для изготовления пружин, работающих при
повышенной температуре. На рис. 73 показана релаксация напря-
жений в стали 65С2ВА в зависимости от температуры отпуска и
температуры испытаний. Эти данные свидетельствуют о том, что
пружины из стали 65С2ВА после отпуска при 350—500 °C могут
работать при нагреве до 200—
250 °C.
Как было отмечено, наибо-
лее высокий комплекс свойств
стали 65С2ВА при нормальных
температурах достигается после
изотермической закалки на
нижний бейнит и отпуска (см.
табл. 13).
Высоким сочетанием свойств
прочности, пластичности и вяз-
кости по сравнению со сталями
55С2 и L 60С2 обладает кремне-
никелевая сталь 60С2Н2А, в ко-
торой для уменьшения опасно-
сти графитизации несколько
снижено содержание кремния.
Высокая прокаливаемость этой
стали позволяет применять ее
для изготовления крупных пру-
жин. Однако такие технологи-
ческие свойства, как склон-
ность к обезуглероживанию и
росту зерна, оказываются столь
же ухудшенными, каки в кре-
мнистой стали.
Благодаря высокому ком-
плексу механических свойств
для изготовления высокоответственных пружин. Закаливать
эту сталь следует с 830—870 °C в масле. Температуру от-
пуска пружин назначают с учетом условий службы. Для
стали 60С2Н2А характерно то, что, имея очень высокие
значения предела пропорциональности после закалки и отпуска
при 380—420 °C (апц = 1660-н-1490 МПа), она одновременно об-
ладает достаточно высокой ударной вязкостью, равной 343 кДж/м2.
Поэтому пружины из стали 60С2Н2А могут работать в условиях
значительной динамической нагрузки. По теплоустойчивости сталь
60С2Н2А не уступает кремнистой, но она несколько ниже, чем у
65С2ВА.
Хромистые пружинные стали. Среди сталей этой группы ос-
новное практическое значение имеют хромомарганцевые и хромо-
ван адиевые стали.
юо ____________i_________। ।_____
20 200 20 200 300
Температура испытания, °C
Рис. 73. Релаксационная стойкость сталей
50ХФА (а) и 65С2ВА (б) за 100 ч в за-
висимости от температуры испытаний
[А. Л. Селяво]. Температура отпуска, °C:
1 — 200; 2 — 300; 3 — 400; 4 — 450, 500;
5 — 600; 6 — 700
сталь 60С2Н2А
153
Яромомарганцёвая сталь отличается от кремнистой лучшимй
технологическими свойствами при почти такой же стоимости. |
Высокие прочностные свойства хромомарганцевых сталей, |
включая сопротивление малым пластическим деформациям, бла- |
годаря присутствию марганца при глубокой прокаливаемости
(см. рис. 47) обеспечивают их широкое применение для пружин,.
В ГОСТ 14959—79 указана качественная сталь марки 50ХГ
f Рис. 74. Влияние температуры отпуска на свойства стали 50ХГ (а) и
50Х (б) (Г. А. Мелкова)
и высококачественная сталь 50ХГА, характеризующаяся более
узкими пределами содержания углерода, марганца и хрома и
меньшим содержанием вредных примесей.
К хромомарганцевой стали 50ХГ близки и стали типа 5152
и 5160 по SAE (или AISI) с 0,5 % С и 0,7 — 1,0 % Сг или
0,7 — 1,0 % Мп и 0,9 — 1,2 % Сг соответственно, а также фран-
цузская сталь 45С4 (0,42—0,48 % С; 0,6—0,9 % Мп и 0,7—
1,0 % Сг).
Согласно ГОСТу, стали 50ХГ и 50ХГА после закалки с 850 °C
и отпуска при 470 °C должны иметь следующие свойства: сгв >
1275 МПа; <т0>2 5= 1177 МПа; 65 > 7 % и ф 5= 35 %. Эти свой-
ства близки к гарантируемым ГОСТом для стали 55С2 <тв 5s
1275 МПа; с0)2 1177 МПа; 65 6 %; ф 5s 30 %, получа-
емым после закалки при 870 °C и отпуска при 470 °C. Свойства
стали 50ХГ с повышенным содержанием углерода (0,55 %) после
закалки с 830 °C в масле и отпуска представлены на рис. 74.
154
Сравнение свойств стали 50ХГ со свойствами хромистой типа
50Х с тем же содержанием углерода (рис. 74), а также с кремнистой
показывает, что марганец, несомненно, является одним из наи-
более эффективных легирующих элементов в пружинной стали.
После отпуска при 350 °C сталь 50ХГ имеет предел упругости
сг0>005 на 100—150 МПа выше, чем у стали 50Х. Кроме того, сталь
50ХГ обладает значительно большей прокаливаемостью.
Предел выносливости при изгибе вращающегося образца со-
ставляет 550 МПа для стали 50ХГ при ов = 1800 МПа, тогда
как для стали 60С2 при ов = 2115 МПа он составляет 630 МПа.
Указанное различие в значениях предела выносливости связано
с более высоким уровнем прочности в стали 60С2. При равном зна-
чении предел прочности ов = 1800 МПа значения предела вы-
носливости стали 50ХГ и 60С2 очень близки между собой: 550
и 590 МПа. По данным Э. Гудремона и X. Беннека, усталостная
прочность пружинных сталей вообще практически не зависит от
их химического состава. Эти величины предела выносливости не
являются предельными. Они существенно возрастают при повы-
шении температуры закалки стали 50ХГ до 890 °C (по данным
Д. И. Брона).
Изотермическая закалка стали 50ХГ не дает существенных
преимуществ по сравнению с двойной термической обработкой.
Так, при равной прочности (ав = 1670 МПа) сталь 50ХГ после
изотермической закалки при температуре нагрева 830 °C и вы-
держки при 330 °C, а также после закалки с отпуском при 425 °C
обладает одинаковыми значениями пределов текучести и пропор-
циональности, но заметно более высокой пластичностью. По
данным И. В. Труш, сталь 50ХГ, обработанная на твердость,
принятую для рессорных листов автомобиля, после изотермической
закалки с выдержкой при 360^°С, 10 мин имеет число циклов до
разрушения 220 000, а после дополнительного отпуска 500 °C
число циклов возросло до 380 000. Если после изотермической
закалки с выдержкой при 380 °C произвести отпуск при той же
температуре, то удается несколько повысить и пределы текучести
и пропорциональности.
Из приведенных данных следует, что хромомарганцевая сталь
типа 50ХГ уступает кремнистой стали 60С2 по величине пределов
прочности и упругости, а также по пределу выносливости. Вместе
с тем сталь 50ХГ после отпуска при 200—450 °C имеет более
высокую величину чем сталь 60С2, впрочем, как и другие
стали с 0,5 % С — 50ХФА и 50ХФГА. Возможно, что здесь ре-
шающее влияние на Kic оказывает меньшее содержание угле-
рода в стали 50ХГ. Однако сталь типа 50ХГ обладает лучшими
технологическими свойствами: более высокой прокаливаемостью
и меньшей склонностью к обезуглероживанию, чем 60С2. Однако,
как показано М. Л. Бернштейном и В. И. Пустоваловым, при-
менение ВТМО как метода значительного повышения прочност-
ных свойств в условиях статического и циклического нагружения
155
оказалось менее эффективным для стали 50ХГ, чем для сталей
55С2 и 60С2. Это является недостатком стали 50ХГ.
Наиболее широко сталь 50ХГ используют для изготовления
рессор грузовых и легковых автомобилей не только в нашей стра-
не, но и за рубежом. Температура закалки этих упругих элемен-
тов находится в пределах 830—850 °C (температура печи 850—
870 °C). Продолжительность нагрева зависит от типа нагреватель-
ных печей и садки рессорных листов и обычно составляет 20—
22 мин (выдержка 5—6 мин). После нагрева рессорные листы
поступают в закалочно-гибочный барабан для придания необхо-
димой конфигурации; охлаждение проводят в масле. Рессорные
листы в штампах этого барабана для уменьшения деформации
следует выдерживать до тех пор, пока их температура не будет
ниже мартенситной точки (т. е. ниже 250 °C). Температура в печи
при отпуске рессор составляет 550—580 °C (для грузовых автомо-
билей) или 520—550 °C (для легковых автомобилей), продолжи-
тельность нагрева 50—55 мин (время выдержки 15—18 мин).
Твердость после отпуска составляет НВ 415—363, что соответствует
пределу ^прочности 1372—1177 МПа. Учитывая присутствие
в стали хрома и марганца, изделия после нагрева до температуры
отпуска следует быстро охлаждать в воде (или для уменьшения
коробления — в масле) во избежание появления обратимой от-
пускной хрупкости. По мнению В. С. Сагарадзе, для ряда изделий,
в частности для рессор, ускоренное охлаждение после отпуска
желательно еще и потому, что при этом в поверхностных слоях
возникают полезные сжимающие остаточные напряжения.
В литературе указан способ дальнейшего повышения свойств
хромомарганцевой рессорно-пружинной стали, основанный на
дополнительном ее легировании кремнием. Однако соотношение
между легирующими элементами должно быть выбрано так, чтобы
после закалки не получалось значительных количеств остаточного
аустенита. Примером такой стали может служить итальянская
сталь 52SC5 (0,48—0,58 % С; 0,6—0,9 % Мп; 0,8—1,2 % Сг;
1,2—1,5 % Si).
Еще более перспективный способ — это введение в стали типа
хромомарганцевокремнистых небольших добавок ванадия. Как
показано в работе А. В. Семичастной, сталь 55ХГСФ (ЭП464)
состава 0,54—0,60 % С; 0,50—0,85 % Мп; 0,50—0,85 % Si;
0,60—0,90 % Сг; 0,10—0,20 % V характеризуется весьма мелко-
зернистым строением (8—9 балл) при незначительном обезуглеро-
живании. После закалки с 870 °C в масле*и отпуска при 380 °C
на твердость HRC 50—51 сталь 55ХГСФ имеет следующие
свойства: ав = 1910 -4-1960 МПа; o0j2 = 1760—1820 МПа; <упц =
1670 МПа; ф = 20 %; 6 = 4-5 %; ан = 186-245 кДж/м2. Как
показано в работе А. В. Семичастной, присутствие в стали ванадия
и кремния настолько сильно замедляет процесс разупрочнения
при отпуске, что обычно назначаемая твердость пружин дости-
гается при температурах отпуска выше интервала.развития необ-
156
ратимой отпускной хрупкости. Повышенный комплекс механи-
ческих свойств этой стали (и особенно предел выносливости)
достигается после изотермической закалки с дополнительным от-
пуском по режиму: температура нагрева 870 °C, изотермическая
выдержка при 325—335 °C, отпуск при 280—300 °C.
Для повышения теплостойкости А. В. Семичастная предлагает
ввести в сталь типа 55ХГСФ молибден в количестве 0,3—0,5 %
(сталь 55ХГСМФ). Пружины из этой стали после закалки в масле
с 870—880 °C или 900 °C (охлаждение на воздухе), а также отпуска
при 450—500 °C на твердость HRC 45—47 могут работать до 250—
300 °C. Свойства этой стали следующие: оп = 1565 МПа; о0,2 =
- 1430 МПа; <тпц = 1320 МПа; гр = 40 %; 6 = 8,5 %; ан =
= 274 кДж/м2.
Xромованадиевая и хромомарганцевованадиевая пружинные
стали. Xромованадиевая пружинная сталь характеризуется мень-
шей чувствительностью к перегреву, чем хромомарганцевая, что
вследствие еще металлургического действия ванадия приводит
к получению мелкозернистого строения. Кроме того, хромована-
диевая сталь отличается повышенной устойчивостью против отпу-
ска. Этот эффект объясняется стабилизацией ее субструктуры и сег-
регаций углерода (и азота) на дислокациях, а также снижением
скорости коагуляции частиц карбидной фазы. В случае закалки
от более высоких температур, чем это обычно принято для сталей
без ванадия, при последующем отпуске при 400—500 °C главным
образом по узлам сетки дислокаций выделяются карбиды ванадия,
растворившиеся при нагреве под закалку \ Это выделение кар-
бидов ванадия может замедлить разупрочнение при отпуске,
пока не произойдет заметной их коагуляции (выше 500 °C). Ме-
таллургическое влияние ванадия на связывание азота и измель-
чение зерна, а также малая чувствительность к росту аустенит-
ного зерна и равномерное распределение карбидов в структуре
отпущенной стали обеспечивают повышенную ударную вязкость.
Таким образом, для пружинных сталей, содержащих ванадий,
в частности для сталей 50ХФА и 50ХФГА (см. табл. 2), характер-
ным являются теплоустойчивость, повышенная ударная вязкость
и сопротивление разрушению (7(1с).
В литературе отсутствуют данные относительно влияния ва-
надия на свойства стали, характеризующие сопротивление малым
пластическим деформациям. Согласно данным работы [37], ва-
надий весьма незначительно влияет на сопротивление малым пла-
стическим деформациям «-твердого раствора (рис. 75), в то же
время он сильно увеличивает коэффициент упрочнения при по-
вышенных деформациях, затрудняя поперечное скольжение, что,
возможно, связано с образованием сегрегаций из атомов ванадия
на дислокациях.
* В присутствии хрома ускоряется растворение карбидов ванадия.
157
Сопоставление свойств стали 50Х и 50ХФА позволяет выявить
эффект от введения ванадия в стали после термической обработки
(см. рис. 73, 76). Это сопоставление показывает, что ванадий по-
вышает сопротивление и большим и малым пластическим дефор-
мациям. Максимальное значение предела упругости о0,005 достига-
ется после отпуска при 350 °C, когда, по данным работы [119], в
структуре стали 50ХФА уже нет
остаточного аустенита и выдели-
лось почти максимальное количе-
ство карбидов (см. рис. 72). Его
величина примерно на 150—
200 МПа выше, чем у хромистой
стали без ванадия (50Х). Для стали
50ХФА также характерно мень-
шее, чем у стали 50Х, снижение
пределов прочности и текучести
Рис. 76. Влияние температуры от-
пуска на свойства стали 50ХФА
(Г. А. Мелкова, А. И. Критская.
А. Г. Рахштадт)
Рис. 75. Влияние содержания ванадия
на напряжение течения при е = 10“6
(/) и 8 = 10“3 (2) a-твердого раствора
Fe—V [187]
при повышении температуры отпуска от 200 до 450 °C, а предела
упругости — от температуры отпуска, отвечающей его максимуму
(350 °C), до 450 °C. Эти данные свидетельствуют о большей стабиль-
ности структуры, формирующейся в стали 50ХФА, в результате
закалки и отпуска. Именно по этой причине проявляется и боль-
шая релаксационная стойкость стали 50ХФА при равных исход-
ных напряжениях и повышенная ее усталостная прочность х
(о,! = 590 МПа) по сравнению со сталью без ванадия (Од =
550 МПа).
Отпуск стали 50ХФА при более высокой температуре, чем
стали 50ХГ, позволяет дополнительно снизить остаточные напря-
жения. Это обеспечивает сочетание в стали 50ХФА после термиче-
ской обработки повышенных значений предела упругости и удар-
1 Усталостная прочность пружин из стали 50ХФА увеличивается в резуль-
тате улучшения методов выплавки и, в частности, применения электрошлако-
вого переплава.
158
пой вязкости. Учитывая повышенную теплостойкость стйЛй
50ХФА, проявляющуюся в относительно небольшом снижении
прочностных свойств при повышении температуры отпуска,
ее часто применяют для изготовления пружин, работающих
при нагреве.
Кроме повышенной теплоустойчивости, которая может быть
увеличена в результате азотирования, и повышенной ударной
вязкости, хромованадиевая сталь обладает также меньшей склон-
ностью к хрупкому и в том числе к замедленному разрушению, а
также высокими технологическими свойствами, превосходящими
свойства хромомарганцевой стали. Хромованадиевая сталь пре-
жде всего нечувствительна к перегреву, и поэтому пружины, на-
виваемые в горячем состоянии, можно закаливать непосредствен-
но с температуры деформации. Это может дать некоторое дополни-
тельное упрочнение от деформации, так как при этом реализуется
по существу один из видов термомеханической обработки. Хромо-
ванадиевая сталь характеризуется меньшей склонностью к обез-
углероживанию по сравнению с кремнистой или кремнемарган-
цевой сталью. Так, сталь, близкая по составу к стали 50ХФА
(сталь 5160 по SAE), после нагрева при 870 °C в течение 1 ч имеет
обезуглероженный слой глубиной 0,075 мм, а после выдержки
в течение 6 ч при той же температуре — 0,150 мм; у кремне-
хромомарганцевой стали типа 9262 AISI (0,55—0,65 % С; 0,75—
1,0 % Мп; 1,8—2,2 % Si; 0,2—0,4 % Сг) в тех же условиях на-
грева получается обезуглероженный слой глубиной 0,250 и
0,560 мм соответственно.
По указанным причинам хромованадиевые стали используют
в технике и в тех случаях, когда к пружинам предъявляются
особо высокие требования.
Свойства стали марки 50ХФА (по ГОСТ 14959—79) после за-
калки от 850 °C в масле и отпуска при 470 °C: ов 1275 МПа;
ао,2 > 1079 МПа; 65 > 8 %; ф 35 %. Однако в зависимости от
условий службы пружин требуемые для них свойства могут изме-
няться в довольно широких пределах, и поэтому соответственно
варьируют и режим отпуска. Однако не рекомендуется проводить
отпуск ниже 350 °C, хотя максимальная релаксационная стойкость
пружин из стали 50ХФА при 20 °C достигается, по данным
А. Л. Селяво, после отпуска при 300 °C, так как в этом случае
пружины становятся чувствительны к концентраторам напряже-
ний и разрушение происходит хрупко даже при статическом на-
гружении.
Закалку пружинной проволоки, из которой затем навиваются
пружины (после навивки производится дополнительный отпуск),
или пружин из хромованадиевой стали рекомендуется произво-
дить при 850 ± 10 °C и отпуск при 370—420 °C с охлаждением на
воздухе, а иногда в горячей воде или в масле. После такой обра-
ботки сталь должна иметь следующие свойства: ов = 1940 ч-
4-1800 МПа; ф 50 %; HRC 49—47.
159
Свойства стали 50ХФА в зависимости от температуры отпуска,
приведенные на рис. 76, получены в условиях сквозной прокали-
ваемое™, которая для хромованадиевой стали типа 50ХФА из-за
невысокой устойчивости переохлажденного аустенита (рис. 77)
в общем невелика. Поэтому сталь 50ХФА чаще применяют для из-
диаметром до 6 мм. Крупные
готовления пружин из проволоки
пружины из прутков или] прово-
локи диаметром до 10—12 мм
для получения равномерной
структуры и твердости по сече-
нию А. И. Зотьев рекомендует
Рис. 77. Диаграмма изотермическо-
го превращения переохлажденного
аустенита стали 50ХФА. Цифры на
кривых — степень распада аустени-
та, %
б’мпа
200 250 300 350 000 050
^omni ° О
Рис. 78. Влияние температуры
отпуска на свойства стали
50ХГФА (Г. А. Мелкова,
А. И. Критская,А. Г.Рахштадт)
закаливать с охлаждением в 50 %-ном растворе каустической
соды в воде при 25—90 °C, который охлаждает интенсивнее,
чем масло. После этой закалки и отпуска пружины об-
ладают повышенными упругими свойствами и релаксационной
стойкостью, что проявляется в уменьшении остаточной деформа-
ции при осадке. Для увеличения глубины закаленного слоя в пру-
жинах из хромованадиевой стали повышают температуру закалки,
что приводит к растворению карбидов ванадия. Однако этот путь
неэффективен и на практике температура закалки обычно не пре-
вышает 900 °C, так как при более высоком нагреве сильно возра-
стает хрупкость из-за роста зерна.
Более радикальный способ повышения прокаливаемости —-
изменение состава стали в сторону небольшого увеличения содер-
жания марганца или углерода. В ГОСТе наряду со сталью 50ХФА
160
предусмотрена сталь 50ХГФА с содержанием 0,8—1,0 % Мп,
ей примерно соответствует хромованадиевая сталь 50 CrV4 (0,8—
1,1 % Мп) по D1N. В США применяют сталь 6150 SAE, которая
по содержанию марганца (0,5—0,8 %) занимает промежуточное
положение между сталями 50ХФА и 50ХГФА. Однако такое со-
держание марганца недостаточно для существенного увеличения
прокаливаемости. В результате введения марганца улучшаются
пе только технологические свойства (прокаливаемость), но и уро-
вень прочности при повышенной температуре отпуска. Так,
согласно ГОСТ 14959—79, сталь 50ХГФА после закалки при
850 °C и отпуска при 470 °C должна обладать следующими свой-
ствами ов 1422 МПа и а0)2 > 1324 МПа, которые заметно выше,
чем у стали 50ХФА (ав > 1275 МПа, а0,2 > 1079 МПа), но у по-
следней выше характеристики пластичности. Однако прочностные
свойства стали 50ХГФА и 50ХФА (см. рис. 76 и 78) практически
одинаковы, хотя после закалки и отпуска при температуре 200—
450 °C по ударной вязкости сталь 50ХГФА уступает стали с нор-
мальным содержанием марганца типа 50ХФА (0,5—0,8 % Мп).
В работе Ю. А. Геллера и А. В. Семичастной было показано, что,
увеличивая содержания углерода до 0,56—0,64 % (60ХФА),
при том же содержании хрома и ванадия, что и в стали 50ХФА,
можно заметно повысить закаливаемость, а также значения пре-
делов текучести и пропорциональности после отпуска. Более вы-
сокие механические свойства и прокаливаемость можно получить
в результате введения в хромованадиевую сталь молибдена.
Сталь 50 CrMoV4 (0,47—0,55 % С; 0,8—1,2 % Мп; 0,9—1,2 % Сг;
0,15—0,25 % Мо и 0,07—0,12 % V) по D1N рекомендуется для
изготовления тяжелонагруженных винтовых пружин и торсионов.
Более высокими технологическими и механическими свойст-
вами, чем сталь 50ХФА, обладает рассмотренная ранее сталь типа
55ХГСФ (ЭП464).
Для получения максимальных значений предела упругости
отпуск пружин должен быть кратковременным, что удобно осуще-
ствить в соляных ваннах. Поданным работы автора, максимальный
предел упругости стали 50ХФА после закалки и отпуска при
300 °C достигается при выдержке в течение 10 мин. При такой
кратковременной выдержке снимаются напряжения, полученные
после закалки, и в то же время не происходит огрубления суб-
структуры. Однако в этом случае сталь оказывается более склон-
ной к хрупкому разрушению.
Наиболее высокие значения предела упругости хромованадие-
вой стали типа 50ХФА можно получить в результате изотермиче-
ской закалки с последующим отпуском. При этом чем ниже тем-
пература изотермического превращения в бейнитной области,
тем выше достигаемые значения предела упругости.
Механические свойства стали 50ХФА после изотермической за-
калки с выдержкой 1 ч при 330 °C и дополнительного отпуска при
той же температуре, а также после обычной закалки и отпуска на
6 Рахштадт А. Гя 161
ТАБЛИЦА if. СВОЙСТВА СТАЛИ ббкфА
ПОСЛЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ЗАКАЛКИ, ДОПОЛНИТЕЛЬНОГО ОТПУСКА,
А ТАКЖЕ ОБЫЧНОЙ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА
Тёрмическ^я обработка ств> МПа а0,2» МПа апц» МПа б, % Ф» % ан* кДж/м2 МПа
Изотермическая закалка с выдержкой 1 ч при 330 °C 1550 1430 1310 7,9 49 490
То же и отпуск при 330 °C Закалка в масле и отпуск 1570 1430 1310 6,3 54 568 666
при 475 °C 1700 1520 1240 6,5 55 340 715
практически равную прочность с изотермической закалкой при-
ведены в табл. 17.
Приведенные выше данные показывают, что изотермическая
закалка стали 50ХФА с дополнительным отпуском обеспечивает
высокие значения предела упругости и большую вязкость, чем
обычные закалка и отпуск. Однако каких-либо преимуществ в от-
ношении усталостной прочности образцов в условиях испытаний
на повторный изгиб (табл. 17) такая обработка не дает. Следова-
тельно, изотермическая закалка пружин из стали 50ХФА пред-
ставляет определенный интерес главным образом как операция,
позволяющая уменьшить деформацию и повысить предел упру-
гости.
Принцип изотермической закалки лежит в основе процесса
светлой закалки пружин из стали 50ХФА, которую выполняют
по режиму: нагрев под закалку в соляной ванне (100 % КС!)
до 860 ± 10 °C, затем переохлаждение в щелочной ванне (44,2 %
NaOH + 55,8 % Na2Co3) с температурой 330 + 5 °C, далее ох-
лаждение в воде (60—80 °C) и пассивирование в 2—5 %-ном вод-
ном растворе NaNO3. Хотя этот процесс и обеспечивает получение
чистой поверхности пружин, но, как показывает промышленный
опыт, у пружин ответственного назначения, работающих в усло-
виях циклического нагружения, нагрев в соляных ваннах может
вызывать возникновение поверхностных повреждений, которые
могут быть очагами усталостного разрушения. Поэтому целесо-
образно применение нагрева под закалку в контролируемых
атмосферах или в специальной упаковке.
Максимальный предел упругости на - изгиб стали 50ХФА,
в 1,5—2 раза превосходящий значения, получаемые после двой-
ной термической обработки, достигается в результате азотиро-
вания. При этом, поданным О. П. Кот, растет коэффициент упроч-
нения в области микродеформации, в 1,5—2 раза снижается ве-
личина упругого гистерезиса и улучшается циклическая проч-
ность упругих элементов.
Устойчивость к отпуску определяет широкое применение хромо-
ванадиевой стали для изготовления пружин, работающих при по-
162
вишенных температурах, например для клапанных пружин дви-
гателей внутреннего сгорания. По данным, опубликованным в
США, релаксация напряжений пружин из стали типа 50ХФА
(6150 SAE) при 200 °C в течение 7 сут и о0 == 617 МПа достигает
6 %. Режим закалки и отпуска для пружин, работающих при на-
греве, отличается от режима отпуска пружин, предназначенных
для эксплуатации в условиях нормальных температур. Оптималь-
ным для работы пружин при нагреве следует признать отпуск при
450—500 °C (см. рис. 72). Предельная температура длительной
службы пружин из стали 50ХФА не превышает 200 °C.
Хромоникелевые пружинные стали. Хромоникелевые стали
имеют ограниченное применение для изготовления рессор, пру-
жин и других упругих элементов. Это, по-видимому, объясняется
тем, что, во-первых, никель не повышает сопротивления малым
пластическим деформациям и, во-вторых, важнейшее влияние
никеля на повышение ударной вязкости и смещение критического
интервала хладноломкости к области более низких температур не
имеет решающего значения для пружин многих типов, так как
в большинстве случаев в них нет таких резких концентраторов
напряжений, как в других деталях конструкций.
В некоторых и притом весьма ответственных случаях исполь-
зуются сложнолегированные хромоникельванадиймолибденовые
стали (45ХН2МФА). Это объясняется тем, что, например, для та-
ких изделий, как торсионные валы, необходима высокая проКйли-
ваемость и, кроме того, повышенная ударная вязкость при высо-
кой статической и усталостной прочности и высоком сопротивле-
нии зарождению и развитию трещин. Присутствие молибдена и
ванадия обеспечивает мелкозернистость стали и, кроме того, зна-
чительную стабильность тонкой структуры и устранение обрати-
мой отпускной хрупкости. Стабилизация субструктуры матрицы
и карбидной фазы позволяет даже после высокого отпуска полу-
чать повышенные значения предела упругости в сочетании с высо-
кой ударной вязкостью. Прочностные характеристики стали мо-
гут быть повышены в результате увеличения содержания углерода
в стали до 0,5—0,6 %.
Сталь 45ХН2МФА в ряде случаев применяют и для изготовле-
ния пружин, работающих при невысоком нагреве (клапанные
пружины).
Имеются данные и об использовании хромоникелевых сталей
для изготовления упругих элементов весо- и силоизмерительных
приборов. С этой целью применяют стали типа 35ХН2 и 75ХН2.
Однако сведений об упругих и релаксационных свойствах этих
сталей не опубликовано.
В практике автомобилестроения Англии и США для рессор
и пружин подвески применяют хромоникельмарганцевомолибде-
новую сталь марки 9260 по SAE (0,55—0,65 % С; 0,75—1,0 % Мп;
0,2—0,35 % Si; 0,4—0,6 % Сг; 0,4—0,7 % Ni; 0,15—0,25 % Мо).
Рессоры и пружины из этой стали подвергают закалке и отпуску;
6* 163
рессоры имеют твердость НВ 388—444 или НВ 340—430, а цилин-
дрические пружины — НВ 388—444 или НВ 429—477.
Борсодержащие пружинные стали. Как было отмечено, одним
из эффективных путей улучшения свойств пружинных сталей и
сплавов является микролегирование, проводимое для усиления
закрепления дислокаций и связывания вакансий. Поэтому такие
обычно поверхностно-активные элементы должны повышать со-
противление развитию микропластической деформации в условиях
и кратковременного, и длительного нагружения, что особенно
важно для пружинных сталей и сплавов. Из этих легирующих
элементов, вводимых в сталь, наибольшее влияние на субструк-
туру, по-видимому, оказывает бор, атомы которого создают более
прочные атмосферы на зернограничных дислокациях, чем углерод
и азот, несмотря на то, что только сравнительно малая их часть
располагается в решетке железа по типу внедрения, но для блоки-
рования дислокаций достаточно очень малых концентраций бора:
1(Г3 %.
О прочности закрепления дефектов строения атомами бора
свидетельствует, по данным О. Н. Мещериновой, В. Н. Зикеева
и автора, тот факт, что релаксационный максимум на кривых за-
висимости внутреннего трения от температуры, соответствующий
взаимодействию дислокаций с внедренными атомами, в присутст-
вии бора сдвигается к повышенным температурам. Кроме того,
известно, что бор уменьшает скорость граничной самодиффузии ато-
мов железа и скорость диффузии атомов углерода. Поэтому суб-
структура борсодержащих сталей должна быть более стабильной и,
следовательно, их предел упругости и релаксационная стойкость
должны быть повышенными, что и подтвердилось данными спе-
циальных экспериментов.
Таким образом, введение бора в стали, подвергаемые терми-
ческой обработке, позволяет совместить и них одновременно упроч-
няющий эффект от мартенситного превращения и стабилизирую-
щее действие от атомов бора на субструктуру.
Важным основанием для использования борсодержащих ста-
лей является положительное влияние бора на некоторые техноло-
гические свойства и, в частности, на повышение прокаливаемости
сталей не только со средним, но и с повышенным содержанием
углерода, обычно принятым для пружинных сталей, но только
в присутствии легирующих элементов. Для улучшения этих ха-
рактеристик достаточно таких же малых концентраций бора,
как и для улучшения основных свойств пружинных сталей. В уг-
леродистых сталях с 0,5 % С введение бора лишь незначительно
повышает прокаливаемость. Однако при введении в сталь с 0,5 % С
таких легирующих элементов, как хром, марганец и др. (см.
рис. 45), наблюдается резкий рост прокаливаемости. Только в слу-
чае кремнистых сталей типа 55С2—60С2 введение бора не приво-
дит к повышению прокаливаемости, возможно из-за того, что крем-
ний, вызывая, поданным А. С. Завьялова и Б. И. Брука, сегрега-
164
цию атомов углерода по границам зерен и субзерен, препятствует
преимущественному распределению в этих зонах атомов бора.
Введение бора не только способствует росту прокаливаемости
многих пружинных сталей, но и улучшает условия закалки, сни-
жая критическую скорость охлаждения в связи с ростом устой-
чивости переохлажденного аустенита (рис. 79). По ряду имею-
щихся данных, бор несколько уменьшает величину обезуглеро-
живания стали, так как замедляет диффузию углерода. Этот эф-
фект имеет существенное значение для пружин и рессор, так как
максимальные напряжения возникают в поверхностных слоях этих
упругих элементов.
С введением бора, поданным Дж. Гордина и Ч. Колда, несколь-
ко укрупняется зерно аустенита (примерно на 0,5—1 балл). Од-
нако, поскольку в борсодержащие стали при выплавке добавляют
ферротитан и повышенное количество алюминия, склонность
к росту зерна борсодержащих сталей не больше, чем аналогичных
сталей без бора.
Как показывают проведенные исследования, при добавке бора
существенно повышается сопротивление малым пластическим де-
формациям. Так, предел упругости стали с 0,5 % С и добавкой
бора (примерно 10"3 % В) после закалки и отпуска при 390 °C
165
(HRC 34) равен 1030 МПа, тогда как для стали без бора он состав-
ляет 880 МПа. Такой же прирост предела упругости отмечается
и на стали с 0,8 % С. Однако бор практически не влияет на вели-
чину пределов текучести и прочности, так как при деформациях,
соответствующих определению указанных свойств, исходная суб-
структура нарушается и атмосферы из атомов бора уже не оказы-
вают закрепляющего воздействия. Свойства пластичности и вяз-
кости при введении бора несколько снижаются, но на склонность
к хрупкому разрушению добавки бора практически не влияют.
Введение бора во все легированные стали, подвергаемые за-
калке и отпуску, как и в углеродистые, повышает предел упру-
гости. В случае кремнистой стали типа 55С2 введение бора после
закалки и отпуска при 350—500 °C повысило предел упругости
на 106—200 МПа, что весьма существенно. Однако бор не улучшает
пластичности и вязкости, а также технологических свойств этой
стали. Можно лишь ожидать, что у кремнистых сталей должна
несколько уменьшиться склонность к графитизации вследствие
неизбежного присутствия в борсодержащей стали небольших ко-
личеств титана.
Практически такой же эффект улучшения сопротивления малым
пластическим деформациям достигается и на легированных ста-
лях.
Таким образом, эффект повышения сопротивления малым пла-
стическим деформациям от введения в сталь малых концентраций
бора имеет общий характер, так как не зависит от состава стали
и не свойственен только одному виду термической обработки и
проявляется в структурных состояниях, наиболее важных для
пружинных сталей. Существенно, что введение бора также снижает
скорость роста остаточной деформации в процессе релаксации.
Весьма значительный прирост предела упругости от введения
бора достигнут в хромомарганцевой и кремнемарганцевой сталях
55ХГР (см. ГОСТ 14959—79) *и^55СГ2Р;(0,54 % С; 1,23 % Si;
1,66 % Мп; 0,002 % В). Так, у первой из гних после закалки
с 830 ° С и отпуска при 400 °C, соответствующего максимуму пре-
дела упругости, прирост предела упругости по сравнению со сталью
аналогичного состава, но без бора, составляет примерно 200 МПа,
а у второй после закалки с 860 °C и отпуска при 400 °C он равен
150—200 МПа.
Введение бора в хромомарганцевую и кремнемарганцевую стали
снижает и развитие неупругих деформаций и соответственно
уменьшает величину внутреннего трения. Существенно, что сталь
последнего состава по совокупности механических свойств пре-
восходит стали 50ХГ и 60С2, обладая также и лучшими техноло-
гическими свойствами — большей прокаливаемостью, меньшим
обезуглероживанием и большей устойчивостью зерна аустенита
к росту. Несомненными преимуществами перед стандартной
сталью 50ХГ обладает также сталь 55ХГР, которая не только не
уступает, но по пределу упругости превосходит сталь 60С2.
166
f A £> Л Й Ц A 18. ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ СТАЛЕЙ 50ХФА,
50ХФРА ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Режим термической обработки Сталь ав> МПа * ст-1> МПа °-1/%
Закалка и отпуск при 450 °C 50ХФА 1510 715 0,47
50ХФРА 1450 805 0,55
Изотермическая закалка при 330 °C, 1 ч и отпуск при 300 °C, 1 ч 50ХФА 1600 670 0,42
50ХФРА 1530 805 0,52
* Полированные образцы.
Таким образом, введение бора в рессорно-пружинные стали
с 0,5 % С улучшает их технологические свойства (прокаливае-
мость), а также предел упругости и релаксационную стойкость
при уменьшении развития неупругих эффектов (внутреннее тре-
ние), т. е. свойств, характеризующих начало пластической де-
формации и развитие неупругой (обратимой) деформации соответ-
ственно. Кроме этого, введение бора обеспечивает улучшение также
усталостной прочности как после закалки и отпуска, так и после
изотермической закалки (табл. 18), что имеет исключительно важ-
ное значение для повышения долговечности упругих элементов.
Этот результат, имея техническое значение, представляет также
и определенный теоретический интерес, так как свидетельствует
о существовании прямой связи между свойствами, характеризую-
щими сопротивление малым или микропластическим деформациям,
и пределом выносливости, поскольку в основе усталостного раз-
рушения также лежат явления циклической микропластической
деформации.
Об оптимальной концентрации бора и титана в пружинных
сталях. Учитывая эффективное влияние бора на основные меха-
нические и технологические свойства стали, определяли его опти-
мальную концентрацию для достижения максимума этих свойств.
С этой целью были изучены стали 55ХГР и 55СГ2Р с содержа-
нием бора от 0,003 до 0,01 %, а также без бора и с неизбежно при-
сутствующим в стали титаном, количество которого варьирова-
лось от 0,005 до 0,24 %, а также без титана.
Несмотря на различие состава этих сталей по содержанию ос-
новных легирующих элементов, закономерности влияния бора
на их свойства оставались практически одинаковыми.
При введении бора в сталь 55ХГР даже в количестве 0,003 %
размер зерна аустенита увеличивается в среднем на 1—2 балла.
Однако при увеличении концентрации титана до 0,09—0,16 %
величина зерна у борсодержащей стали оказывается на том же
уровне, что и у стали без бора.
Зависимость прокаливаемости стали 55ХГР и типа 55СГ2Р
от содержания титана и бора характеризуется наличием экстре-
167
Мума (рис. 80), отвечающего 0,06 % Ti и 0,002—0,006 % В.
Снижение прокаливаемости при концентрации выше указанных
связано с образованием частиц избыточных фаз; играющих роль
центров превращения.
5- 0,06 0,090,10 0,12 0,16 0,2931,%
\60
I
?• 90
0,003 0,004 0,06 0,08 0,010Ъ°1°
Рис. 80. Изменение прокаливаемости (по расстоянию от водо-
охлаждаемого торца до полумартенситной зоны твердостью
HRC 50) сталей 55ХГР (А' и А") и 55СГ2Р (Б' и Б") от
содержания титана (А" и Б") и бора (УТ и Б’). Для стали
55С2 глубина закаленного слоя составляет 9 мм (до HRC 50)
Интересно, что и зависимость такого основного свойства пру-
жинных сталей, как сопротивление малым пластическим дефор-
мациям, от концентрации бора и титана также характеризуется
наличием экстремума, отвечающего для стали 55ХГР — 0,006 % В
и0Д0% Ti (рис. 81). Для стали 55СГ2Р он отвечает 0,06—0,1 % Ti
и 0,003 % В.
Рис. 81. Зависимость предела упругости стали 55ХГР от содержания бора (а)
и титана (б) при разных температурах отпуска, °C:
1 — 250; 2 — 300; 3 — 350; 4 — 400; 5 — 450; 6 — 500
При этом концентрации указанных компонентов, соответствуй
ющие экстремумам величин прокаливаемости и предела упругости,
мало различаются между собой. Этот факт можно объяснить тем,
что на дефектах строения образуются атмосферы из атомов бора,
которые, с одной стороны, уменьшают избыточную энергию этих
дефектов и тем ослабляют их инициирующее воздействие на ход
168
превращения переохлажденного аустенита и повышают прокали*
ваемость, а с другой — вследствие упругого и химического взаимо*
действия с дислокациями уменьшают их подвижность в решетке
a-фазы после закалки и отпуска, что в конечном счете и объясняет
рост предела упругости.
Влияние титана связано с эффектами измельчения зерна и ста*
билизации субструктуры, что усиливает влияние бора.
Введение бора и титана в хромомарганцевую и кремнемарганце-
вую стали оказывает сравнительно небольшое воздействие на их
прочностные и пластические свойства.
Существенно, что по всему комплексу механических свойств
и особенно по пределу упругости сталь 55ХГР превосходит стаи*
дартную кремнистую сталь 55С2.
Как было отмечено, для полной оценки стали новых марок
необходимо достаточно подробно определить их технологические
свойства, которые непосредственно характеризуют долговечность
изделий в условиях их службы. Технологические свойства стали
55ХГР оказались выше, чем кремнистой стали 60С2. В частности,
они обладают меньшей склонностью к обезуглероживанию, что
является очень важным. После нагрева до 950 °C в течение 15 мин
и охлаждения на воздухе сталь 60С2 имеет обезуглероженный слой
глубиной 0,11—0,12 мм, для стали 55ХГР он равен 0,03—0,05 мм,
Преимущество новых борсодержащих сталей в этом отношении
сохраняется и после нагрева в газовой печи при 970—980 °C,
т. е. в условиях обычной заводской технологии термической обра-
ботки рессор. В этом случае величина обезуглероженного слоя
у стали 55ХГР составляет 0,003—0,005 мм, а у стали 60С2 она
равна 0,14—0,15 мм.
Важным преимуществом борсодержащих сталей, как уже отме-
чалось, является их большая прокаливаемость и меньшая крити-
ческая скорость охлаждения по сравнению со сталями 55С2 или
60С2. Благодаря этому (см. рис. 45) в борсодержащих сталях при
их закалке, даже с охлаждением на воздухе, можно получать мар-
тенситную структуру с твердостью HRC 55—57 (сталь 55ХГР)
или троостомартенситную с твердостью HRC 52—54; твердость
стали 60С2 после этой же обработки составляла HRC 45.
Таким образом, для закалки пружин и рессор из стали 55ХГР
можно применять воздушное охлаждение, что дает несомненные
технологические преимущества. Наконец, борсодержащие стали
благодаря присутствию небольших количеств титана характери-
зуются пониженной склонностью к сильному росту зерна, т. е.
к перегреву. Первые признаки этого эффекта у стали 55ХГР
отмечаются после нагрева до 1050 °C, а у стали 60С2 — при 950—
1000 °C.
Для полной характеристики свойств борсодержащих сталей
была определена их ударная вязкость при температурах от +20
до —60 °G, которая оказалась на том же уровне, что и у стали
60С2,
169
ТАБЛИЦА 19. ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ И ДЕФОРМАЦИЯ
ПОЛЗУЧЕСТИ БОРСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ ПРИ 20 °C
Условия испытания Сталь Температура отпуска, °C Прирост $ПОЛЗ’ %
о, МПа т. ч
1265 125 60С2 425 0,17
1265 125 55ХГР 400 0,03
1523 10 60С2 425 ——
1523 700 55ХГР 400 0,23
Примечание. Твердость указанных сталей после термической обработки
составляет HRC 46.
’ 11 " j
♦1 Образец разрушился. /
— 1 ' ' • I
Для оценки поведения упругих элементов из этих сталей в ус- |
ловиях службы также определяли релаксационную стойкость, X
длительную прочность, деформацию ползучести, предел выносли- '
вости и величину остаточных напряжений. |
Релаксационную стойкость в условиях одноосного растяжения |
при ав 1180 МПа характеризует увеличение коэффициента I
Пуассона как меры роста остаточной деформации при релаксации. |
Этот рост за 500 ч составил 4 % для стали 55ХГР и 8,7 % для £
стали 60С2. За 24 ч релаксация напряжений составила 3,7 % 1
для стали 60С2 и 1,6 % для стали 55ХГР. Таким образом, для *
получения высокой релаксационной стойкости пружинной стали I
необходимо ее легирование элементами, повышающими энергию J
активации диффузии и создающими сильные связи в атмосферах 1
на дислокациях. К таким элементам в первую очередь относятся -1
карбидообразующие, в частности хром. Поэтому релаксационная 1
стойкость стали 55ХГР выше, чем стали 60С2.
Длительная прочность и деформация ползучести борсодержа- I
щих сталей при 20 °C характеризуются данными, приведенными
в табл. 19. Таким образом, длительная прочность стали 55ХГР I
выше, чем широко распространенной в промышленности кремни- I
стой стали.
Значения предела выносливости образцов из сталей 60С2, I
55ХГР и 55СГ2Р после закалки и отпуска при 470—480 °C I
(НВ 401—415) в условиях симметричного цикла плоского изгиба
на базе 5х I6 циклов 1 оказались следующим: 328; 397, 368 МПа I
соответственно. Следовательно, по усталостной прочности борсо- 1
держащие стали 55ХГР и 55СГ2 превосходят сталь 60С2.
Указанное изменение пределов выносливости на образцах 1
с «черной» поверхностью, по-видимому, находится также в зависи- ,
1 Испытания проводили на стенде НАМИ — ЗИЛ под руководством Ф. Р. Лар- ,
кина. Образцы не подвергали шлифеванию. I
170 !
мости от величины обезуглероженного слоя, образовавшегося
в процессе горячей прокатки и последующей термической обра-
ботки.
По данным Д. И. Брона, предел выносливости стали 55ХГР,
как и сталей 60С2 и 50ХГ, возрастает с повышением температуры
закалки, правда до определенных ее пределов, что можно видеть
из следующих данных (отпуск после закалки при 490—510 °C,
твердость HRC 40—42):
/зак, °C...... 870 940 970
и.!, МПа .... 350—360 400 400
При дальнейшем повышении температуры закалки предел
выносливости снижается.
Предел выносливости на базе 5-Ю6 циклов (односторонний
изгиб образцов х) в условиях коррозионного воздействия водо-
проводной воды составляет 137 МПа для стали 55ХГР и 152 МПа
для стали 60С2. Несколько более высокие значения предела вынос-
ливости у стали 60С2 по сравнению со сталью 55ХГР можно объяс-
нить наличием на поверхности этой стали обезуглероженного слоя
с ферритной структурой.
Существенное влияние на усталостную прочность пружин
и рессор оказывает величина остаточных напряжений. В работе
Д. М. Нахимова, Д. И. Брона и В. Г. Фертикова с помощью из-
вестного метода Н. Н. Давиденкова и Е. М. Шевандина были оп-
ределены остаточные напряжения в пружинной стали 55ХГР
(0,57 % С; 1,14 % Сг; 1,03 % Мп и 0,0037 % В) на закаленных
и отпущенных образцах размером 6x25x250 мм. После закалки
с 950—1100 °C в струе воздуха или в масле (HRC 60—62) на по-
верхности возникают напряжения растяжения, которые по мере
удаления от поверхности уменьшаются, а затем заменяются на-
пряжениями сжатия. Величина растягивающих напряжений в по-
верхностных слоях тем больше, чем выше температура закалки.
После закалки с 850 °C растягивающие напряжения обнаружи-
ваются в поверхностных слоях только в том случае, если охлаж-
дение проводилось в масле. После охлаждения с этой температуры
на воздухе на поверхности действуют сжимающие напряжения.
Появление в поверхностных слоях растягивающих напряжений
означает, что они вызваны структурными превращениями при за-
калке.
В результате отпуска при 500 °C на твердость HRC 42—43,
принятую для автомобильных рессор, изменяется не только ве-
личина, но и знак остаточных напряжений. В итоге в поверхности
ном слое напряжения становятся сжимающими, поскольку в про-
цессе нагрева снимаются закалочные напряжения, а в процессе
быстрого охлаждения (в воде) с температуры отпуска возникают
1 Испытания проводил инж. Ф. Р. Ларкин на стенде НАМИ—ЗИЛ.
171
тепловые. Величина этих напряжений, как показано Д. М. Нахи-
мовым, Д. И. Броном, В. Г. Фертиковым, тем больше, чем выше
температура отпуска, поскольку при этом снижается сопротивле-
ние пластическим деформациям и больше скорость охлаждения
(из-за увеличения температурного градиента).
Таким образом, по технологическим и механическим свойствам,
особенно таким важным, как пределы упругости и выносливости,
релаксационная стойкость и длительная прочность, борсодер-
жащая сталь 55ХГР имеет несомненные преимущества перед ста-
лями 55С2, 60С2 и 50ХГ.
Анализ рассмотренных пружинных сталей как отечественных,
так и зарубежных показывает, что улучшение их свойств может
быть достигнуто в результате введения сильнокарбидообразую-
щих элементова также кремния и такого адсорбционно-актив-
ного элемента, как бор. Однако реализация этих направлений в из-
менении легирования достигнута на базе известной уже много лет
комбинации основных легирующих элементов — кремния и мар-
ганца или хрома и марганца. Как было показано, наиболее высо-
кое упрочнение, в том числе значения предела упругости, релак-
сационной стойкости и усталостной прочности, достигнуто в крем-
нистых сложнолегированных сталях с 0,6—0,7 % С. Однако по
ряду технологических свойств они уступают хромистым сталям
с 0,50—0,55 % С. Хотя эти стали отличаются меньшим уровнем
упрочнения из-за сниженного содержания углерода, а по этой при-
чине и более мелкозернистой структуры, они обладают более вы-
соким параметром сопротивления разрушения J(lc и сниженной
температурой порога хладноломкости, что следует учитывать при
выборе состава пружинных сталей для пружин конкретного назна-
чения.
Следует отметить, что за последние годы ни в СССР, ни за рубе-
жом не разработано принципиально новых комбинаций основных
легирующих элементов в составе низко- и среднелегированной
пружинной стали. Это свидетельствует о том, что главным направ-
лением для улучшения свойств сталей этого назначения должно
быть применение новых методов упрочнения и (или) использова-
ние средне- и высоколегированных сталей, в которых наряду с мар-
тенситным превращением происходит дисперсионное твердение
с выделением специальных карбидов или интерметаллидных фаз.
Средне- и высоколегированные углеродсодержащие пружинные
стали со вторичным твердением. Применяемые в настоящее время
пружинные стали упрочняются мартенситным превращением и
последующим отпуском, в процессе которого происходит распад
остаточного аустенита, преобразуется субструктура и выде-
ляются карбиды. В большинстве рассмотренных ранее пружинных
сталях эти карбиды цементитного типа и характеризуются сравни-
тельно большой скоростью коагуляции. Поэтому их упрочняющее
действие с повышением температуры отпуска быстро ослабевает.
В итоге с ростом карбидных частиц будет происходить и рост суб-
172
зёрен. Введение небольших количеств карбидообразующих эле-
ментов, например хрома или ванадия, хотя и уменьшает скорость
коагуляции, но все же упрочняющий эффект от выделившихся
карбидов оказывается невысоким.
Для сохранения высокодисперсных карбидов в сталь вводят
повышенное количество легирующих элементов, преимущественно
карбидообразующих, с тем чтобы вместо цементитного карбида
получить специальные карбиды. Эти карбиды могут возникать
либо в результате «превращения цементита на месте» вследствие
диффузии в них легирующих элементов, либо в результате само-
стоятельного зарождения, когда частицы цементитного карбида
переходят в твердый раствор, а вместо них возникает специальный
карбид. «Превращение на месте» может лишь задержать дальней-
шую коагуляцию частиц карбидной фазы, но не может вызвать
упрочнения, поскольку размер этих частиц и расстояние между
ними остается при этом практически неизменным. Напротив,
самостоятельное зарождение легированных карбидов проявляется
в виде эффекта вторичного твердения. Относительно влияния этого
эффекта на свойства пружинных сталей нет данных, однако в вы-
сокопрочных конструкционных сталях его используют.
К числу карбидообразующих легирующих элементов, часто
вводимых в сталь и образующих специальные карбиды, относятся
хром, ванадий, молибден и др. Однако карбиды хрома, например
типа Сг7С3, образуются по механизму «на месте», и только в сталях
с 10—12 % Сг за счет самостоятельного зарождения карбидов
типа Сг2зСб возможен лишь очень слабо выраженный эффект вто-
ричного твердения. Этот эффект выявляется очень четко в сталях,
содержащих повышенное количество ванадия и молибдена и при-
том, как показано Ирани, на стадии предвыделения. Наряду с эф-
фектом вторичного твердения определенную роль в достижении
высокой прочности стали играет и упрочнение, создаваемое кар-
бидообразующими элементами, благодаря их растворению в а-
твердом растворе.
По данным работы [37], ванадий, присутствуя в твердом рас-
творе, практически не влияет на сопротивление микропластиче-
ским деформациям (s 10~6), но повышает деформационное упроч-
нение, так как тормозит развитие поперечного скольжения. Мо-
либден, поданным работы [120], а также хром, поданным Б. Г. Бе-
лякова, повышают сопротивление малым пластическим деформа-
циям a-твердого раствора. Однако, как было отмечено, присутст-
вие небольших количеств хрома (примерно 1 %) в стали с 0,5 % С
(сталь 50Х) незначительно влияет на величину предела упругости,
тогда как влияние ванадия более сильное (сталь 50ХФА).
Кроме указанных механизмов упрочнения, следует учитывать
также и возникновение в сталях, содержащих ванадий или молиб-
ден, прочных атмосфер из атомов углерода и легирующих эле-
ментов на дислокациях, стабилизирующих субструктуру мартен-
сита. Наряду с этими сильнокарбидообразующими элементами
173
ё высокопрочной стали, нёёйвисиУо о^ Wo, йсйблкзуется ли эф*
фект вторичного твердения, необходимо присутствие хрома, ко-
торый обеспечивает повышенную прокаливаемость и закаливае-
мость стали. Поэтому в современных высокопрочных сталях, как
правило, содержится хром, а также кремний, который изменяет
субструктуру мартенсита, усиливая двойникование, что приводит
к росту прочности, но при сниженной пластичности. Этот элемент
также сильно замедляет коагуляцию карбидов, особенно на на-
чальных стадиях отпуска.
Таким образом, регулируя условия карбидообразования
путем изменения количества и сочетания легирующих элементов,
Сталь 50X3МФ
200 2010 1540 1470 490 775 3,0 17
300 1780 1570 1450 570 920 3,5 12
400 1650 1500 1360 530 1195 6,0 25
500 1810 1370 1280 520 1147 7,8 30
550 1820 1590 1520 335 980 9,5 35
600 1800 1590 1440 410 980 4,3 20
а также термической об-
работки, можно добиться
того, чтобы наряду с вы-
сокодисперсными карби-
ТАБЛИЦА 20. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ
ХРОМОМОЛИБ ДЕНОВАНАДИЕВЫХ
СТАЛЕЙ, %
Тип стали С Si - Мп Сг Мо
50ХМФ 0,48 0,18 0,41 1,03 0,90
50ХЗМФ 0,53 0,19 0,46 2,91 0,96
50Х5МФ 0,53 0,20 0,46 5,30 1,23
50Х5СМФ 0,48 0,87 0,40 4,95 1,41
50Х5СМЗФ 0,52 0,83 0,50 5,16 2,80
v
0,42
0,37
0,53
0,55
0,35
дами, когерентносвязан-
ными с матрицей, в струк-
туре a-фазы сохранялась
высокая плотность дисло-
каций, поскольку их ан-
нигиляция или перерас-
пределение зависят от дис-
персности и плотности рас-
пределения частиц кар-
бидов. В этом отношении большой интерес представляют стали,
претерпевающие вторичное твердение, поскольку, варьируя тем-
пературу их отпуска, можно в широких пределах изменять как
количество, дисперсность и тип карбидных фаз, так и плотность
дислокацйй в a-фазе. Таким образом, можно определить те струк-
турные состояния, которые создают высокое сопротивление микро-
пластическим деформациям.
С этой целью В. Г. Лешковцевым и автором были изучены свой-
ства серии хромомолибденованадиевых сталей с разным содержа-
нием хрома и молибдена, часть из которых была также дополни-
тельно легирована кремнием.
Составы стали выбраны так, чтобы можно было оценить также
влияние хрома, молибдена и кремния на свойства пружинных
сталей (табл. 20). Это представляет и непосредственный практи-
ческий интерес для создания новых пружинных сталей, тем более
что имеются указания на применение для Изготовления рессор и
пружин ответственного назначения хромомолибденовой стали
6DA (0,48 % С; 1 % Сг и 1 % Мо), а также стали НИ (0,4 % С;
5 % Cr; 1 % Mo; 1 % V и 1 % Si).
Механические свойства сталей после закалки и отпуска при-
ведены в табл. 21. Из данных, приведенных в табл. 21, следует,
что указанные в ней стали в результате отпуска при 500—600 °C
претерпевают вторичное твердение. Вследствие этого пределы те-
кучести и пропорциональности, как правило (за исключением
ТАБЛИЦА 21. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА
НА СВОЙСТВА ИССЛЕДОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
(В. Г. ЛЕШКОВЦЕВ И А. Г. РАХШТАДТ)
Темпера- тура отпуска, °C ’в- МПа ^0,2» МПа апц» МПа ^0,0002» МПа а0,002’ МПа б, % г|>, %
Сталь 50ХМФ
200 1690 1470 1390 460 715 7,5 22
300 1580 1330 1280 560 980 7,3 22
400 1480 1330 1180 570 1110 8,2 25
500 1450 1290 1180 510 1100 7,8 24
550 1470 1320 1230 370 1080 12,2 30
600 1570 1470 1370 380 1080 12,0 35
Сталь 50X5МФ
200 2200 1590 1540 392 805 3,5 9
300 2000 1590 1540 640 1205 7,0 26
400 1980 1570 1500 620 1340 6,2 25
500 2160 1380 1370 390 1100 4,0 24
550 2110 1770 1670 245 610 7,0 27
600 1810 1570 1430 440 1030 8,1 29
Сталь 50Х5СМФ
200 2260 1600 1520 490 980 1,7 15
300 2160 1860 1660 510 1305 2,0 20
400 2160 1870 1770 735 1540 2,5 20
500 2160 1840 1710 510 1170 1,4 18
550 2370 2110 1870 225 590 0,85 —
600 2300 2130 1920 350 940 1,0 —
Сталь 50Х5СМЗФ
200 2140 1750 1600 560 1040 2,5 12
300 2040 1830 1680 640 1270 1,2 7
400 2070 1940 1760 1000 1590 0,7 9
500 2100 1980 1820 490 1315 0,4 .—
550 2110 2080 1900 235 620 0,8 —
600 2370 2150 1980 .245 685 1,5 —
Примечание. Все стали, кроме 50ХМФ (закалка в горячем масле), под-
вергали закалке при 1050 °C с охлаждением на воздухе, обработке холодом при —70 С,
24 ч и отпуску.
175
174
50ХМФ), выше, чем после низкого отпуска. Только у наиболее
высоколегированных сталей 50Х5СМФ и 50Х5СМЗФ также и пре-
дел прочности после вторичного твердения выше, чем после от-
пуска при 200 ° С.
Изменение свойств при отпуске сталей связано как с распадом
мартенсита, так и с процессами изменения количества и состава
карбидов. В результате низкого отпуска из мартенсита выделяются
карбиды цементитного типа, которые при температуре выше 400 —
425 °C сильно коагулируют, уменьшая сопротивление деформации.
После этого эффекта разупрочнения при температуре отпуска при-
мерно 525 °C наблюдается эффект вторичного твердения вследствие
выделения специальных карбидов типа ТИС или 7ИбС. Однако мак-
симум сопротивления малым пластическим деформациям соответ-
ствует температуре отпуска 400 °C, когда из мартенсита выделяется
максимальное количество высокодисперсных частиц карбидов,
коагуляция которых еще не развилась в сильной степени. В об-
ласти температур вторичного твердения предел упругости оказы-
вается ниже, чем после отпуска при 400 °C.
Анализ данных, представленных в табл. 21, также показывает,
что коэффициент упрочнения в области микропластической дефор-
мации (10"6н-10“5) значительно больше, чем в области малых и
макропластических деформаций от 10"5 до 10’3 (т. е. до o0j2).
Это предположительно объясняется тем, что в первой области ос-
новной эффект упрочнения связан с исчерпыванием (т. е. умень-
шением) при нагружении части подвижных дислокаций, действием
высокодисперсных частиц карбидов, тогда как для второй спра-
ведлив обычный деформационный наклеп вследствие роста плот-
ности дислокаций, их закрепления или связывания, а также тор-
мозящего действия частиц карбидов. Следует отметить, что коэф-
фициент деформационного упрочнения стали, особенно в области
остаточных деформаций порядка 10-4-н10"2, оказывается наиболь-
шим после отпуска в области вторичного твердения. Поэтому пре-
делы пропорциональности и текучести после отпуска на вторичное
твердение оказываются выше, чем после низкого и среднего от-
пуска, когда это твердение не отмечается. Указанные данные сви-
детельствуют о том, что структурные состояния (или режимы тер-
мической обработки), соответствующие достижению максималь-
ного сопротивления малым (или микропластическим) и макро-
скопическим деформациям, существенно различаются между
собой.
Из сопоставления свойств разных сталей следует, что наиболее
сильное влияние на сопротивление микро- (или малым) пластиче-
ским деформациям и на коэффициент упрочнения оказывают мо-
либден (при увеличении концентрации от 1 до 3 %) и кремний
(при одновременном легировании стали хромом, молибденом и
ванадием). Эти данные о влиянии кремния соответствуют работе
[84], а также приведенным ранее оценкам свойств кремнистых
сталей.
176
Влияние хрома на сопротивление микропластическим деформа-
циям и коэффициент упрочнения сложнолегированной стали
в этой области деформации относительно невелико, тогда как ве-
личина предела текучести при введении хрома, особенно после
вторичного твердения, очень заметно возрастает. На пределы теку-
чести и прочности еще более сильно влияют кремний и молибден,
наиболее значительно повышающие, коэффициент упрочнения
также и в области макродеформаций. Однако при высоком содер-
жании молибдена сталь становится
весьма хрупкой (см. табл. 21) и по-
этомуТвозможность ее практичес-
кого [использования оказывается
Упругое последействие, мкм
Рис. 83. Зависимость величины пря-
мого упругого последействия хромо-
молибденованадиевых сталей от уровня
приложенных напряжений после за-
калки, обработки холодом и отпуска
при 400 °C (В. Г. Лешковцев):
/ - 50ХМФ; 2 - 50Х5МФ; 3 —
50Х5СМФ; 4 — 50Х5СМЗФ
Ширина петли гистерезиса, мкм
Рис. 82. Зависимость относительного ги-
стерезиса хромомолибденованадиевых ста-
лей от напряжения после закалки и отпуска
при 400 °C (В. Г. Лешковцев):
1 — 50ХМФ; 2 — 50ХЗМФ; 3 — 50Х5МФ,
4 — 50Х5СМЗФ
ограниченной. Из табл. 21 следует, что при напряжениях, соответ-
ствующих пределу пропорциональности, в стали уже заметно раз-
вивается пластическая деформация. Поэтому, если выбирать режим
термической обработки упругих элементов по значениям предела
пропорциональности, можно допустить ошибку. Так, максималь-
ный предел пропорциональности стали 50Х5СМФ достигается после
отпуска при 550 °C (см. табл. 21), тогда как максимальное напря-
жение, соответствующее остаточной деформации 2-Ю"6 или
2-Ю"5 (т. е. о0>0002 и o0j002), после отпуска при 400 °C. После от-
пуска при 550 °C величины о0,0002 и о0,002 в два-три раза меньше
(см. табл. 21). Следовательно, характеристики упругих элементов
будут в последнем случае хуже.
Легирование стали хромом, молибденом и кремнием влияет
и на неупругие эффекты — упругий гистерезис и упругое после-
действие (рис. 82 и 83), поскольку в их основе лежат процессы
микродеформации, осуществляемые по дислокационному меха-
низму. Те стали, которые обладают максимальным сопротивлением
177
развитию микропластических деформаций, характеризуются также
и меньшим упругим гистерезисом и упругим последействием.
Величина упругого последействия (или микроползучести)
тем выше, чем больше действующие напряжения. После заверше-
ния микроползучести дальнейшее увеличение напряжений сначала
не вызывает роста пластической деформации, она возникает только
по достижении определенного их прироста. Кривые нарастания
пластической деформации в функции напряжения при ступенча-
том (когда развивалась микроползучесть) или непрерывном на-
Рис. 84. Изменение величины остаточной
деформации при непрерывном (/) и сту-
пенчатом (2) возрастании напряжений ста-
ли 50Х5СМФ после закалки и отпуска при
400 °C (В. Г. Лешковцев)
Рис. 85. Корреляция между коэффи-
циентом упрочнения k и упругим после-
действием для стали 50Х5СМФ после
отпуска при температурах 200 (/),
400 (2), 520 °C (3) (В. Г. Лешковцев)
гружении практически совпадают. Последнее свидетельствует
о том, что в развитии микропластической (остаточной) деформации
и микроползучести (последействия) независимо от атермического
или термически активируемого скольжения вклад от дислокаций
один и тот же (рис. 84). Это может быть в случае малого актива-
ционного объема в области микродеформации, так как частицы
карбидов в данном случае не перерезаются дислокациями. Упроч-
нение на указанной стадии микродеформации определяется глав-
ным образом дисперсностью и числом карбидных частиц. Величина
микроползучести или упругого последействия тем меньше, чем
выше коэффициент упрочнения (рис. 85).
Поэтому при оценке качества пружинных сплавов следует учи-
тывать не только абсолютное значение предела упругости, но и
величину коэффициента упрочнения при напряжениях, соответ-
ствующих рабочим, или во всяком случае при напряжениях, рав-
ных пределу упругости. Чем выше коэффициент упрочнения, тем
выше свойства пружинного сплава. Отсюда следует, что коэффи-
циент упрочнения следует рассматривать как один из критериев
Таблица 22. критерии оценки свойств й уйрУгйё
НЕСОВЕРШЕНСТВА ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
Тип стали Режим упрочняющей обработки Критерии оценки свойств сталей для УЧЭ Упругие несовер- шенства 10®, мм/мм, при О == 590 МПа
k=d(5/d& а0,0005» МПа ширина петли гистере- зиса дефор- мация прямого упругого после- действия
35ХГСА Закалка при 880 °C, отпуск при 350 °C 59 590 2,5 3,4
50ХМФ Закалка при 1050 °C, 88 830 1,4 2,8
50ХЗМФ обработка холодом 93 880 1,1 2,7
50Х5МФ при —70 °C, 2 ч, от- пуск при 400—450 °C 137 980 0,6 2,1
50Х5СМФ 147 ИЗО 0,4 1,5
50Х5СМЗФ 186 1370 0,3 1,4
50ХМФ ВТМО при 1100— 265 1180 0,72 —
50ХЗМФ 1050 °C с обжатием 363 1220 0,43 —
50Х5МФ 50%, обработка хо- 392 1270 0,30 —
50Х5СМФ лодом при —70 °C, 370 1470 0,25 0,2
50Х5СМЗФ 2 ч, отпуск при 400 °C 461 1570 0,25 —
15Х12Н2МФ Закалка при 1000 °C, 206 880 —
30X12МФ обработка холодом при —70 °C, 2 ч, отпуск при 400 °C 206 1180
Н18К8МЗТ Закалка при 820 °C, отпуск при 480 °C, 15—30 мин 98 880 1,4 0,0
оценки свойств пружинных сталей (табл. 22). Из исследованных
сталей меньшие значения упругого гистерезиса и упругого после-
действия и больший уровень рабочих напряжений могут быть до-
стигнуты на сталях 50Х5СМФ и 50Х5СМЗФ, из которых первая
по всему комплексу свойств может быть рекомендована для пре-
цизионных УЧЭ (упругих чувствительных элементов).
Кроме комплекса механических свойств, определяемых в об-
ласти макро- и микропластических деформаций, для полной харак-
теристики пружинных сталей необходимо установить также и их
технологические свойства. Хромомолибденованадиевые стали с со-
держанием 3—5 % Сг характеризуются высокой прокаливае-
мостью и могут закаливаться при охлаждении на воздухе. Послед-
ний эффект имеет важное значение для точных измерительных уп-
ругих элементов, так как после закалки на воздухе в этих изделиях
179
уменьшаются остаточные напряжения. Чем ниже их уровень, тёМ
выше стабильность упругих элементов.
Таким образом, в результате проведенного исследования до-
казано, что перспективным материалом для ответственных пружин
и других упругих элементов являются высоколегированные стали,
в частности типа 50Х5СМФ или 50Х5МФ, подвергаемые двойной
термической обработке —закалке и отпуску при 400 °C. Эти же
стали могут быть использованы и для работы при повышенных
температурах. Однако для этого отпуск, по-видимому, следует
проводить в области вторичного твердения, но при этом заметно
возрастает хрупкость, так как специальные карбиды частично
выделяются по границам зерен.
Безуглеродистые пружинные легированные стали (мартен-
ситно-стареющие). Как было отмечено, наиболее эффективным
направлением повышения сопротивления микро- и малым пласти-
ческим деформациям, а также снижения неупругих эффектов,
связанных с движением дислокаций, является реализация в одном
сплаве нескольких структурных механизмов упрочнения. К числу
таких, по существу, комплексных методов упрочнения относится,
в частности, совмещение мартенситного превращения с дисперсион-
ным твердением.
Использование указанных методов упрочнения в высоколегиро-
ванных углеродсодержащих сталях, например с 3—5 % Сг,
не вполне эффективно, так как в области температур вторичного
твердения, когда собственно и происходит дисперсионное тверде-
ние, уже сильно изменяется субструктура a-фазы и поэтому ком-
плексное упрочнение реализуется лишь частично и сопровож-
дается ростом хрупкости.
Такое совмещение указанных структурных механизмов упроч-
нения реализовано в мартенситно-стареющих сталях, которые
обладают уникальным сочетанием прочности и пластичности при
высоком сопротивлении развитию трещины, что является следст-
вием весьма незначительной концентрации в них углерода. Кроме
ценных механических свойств, мартенситно-стареющие стали имеют
хорошие технологические характеристики — высокую пластич-
ность после закалки, что обеспечивает возможность широкого при-
менения операций холодной деформации, характеризуются хоро-
шей обрабатываемостью резанием., свариваемостью и т. д., что
очень важно для использования этих сталей в качестве пружин-
ного материала.
К настоящему времени известно большое число составов мар-
тенситно-стареющих сталей на железоникелевой основе, в боль-
шинстве случаев дополнительно легированных следующими эле-
ментами (одним или несколькими): кобальтом, молибденом, тита-
ном, алюминием или (и) ниобием. В тех случаях, когда мартен-
ситно-стареющие стали должны также обладать коррозионной стой-
костью, в их составе присутствует хром. Для службы при повышен-
ных температурах в составе этих сталей целесообразно уменьшить
180
ТАБЛИЦА 23. СОСТАВ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ, %
Марка или тип стали С Si Мп Ni
Н18К9М5Т (ЭП637) ** Н18К12М5Т2 (ЭП809) *2 Н16К4М5Т2Ю (ЗИ89) *3 Н17К12М5Т (ЭП845) *4 <0,03 <0,03 <0,03 <0,01 <0,1 <0,15 <0,1 ОО 1 о V/V/1 V/ 17,7—19,0 17,0—18,0 15,0—17,0 17,0—18,0
Марка или тип стали Со Мо Ti Al
Н18К9М5Т (ЭП637) ** Н18К12М5Т2 (ЭП809) *2 Н16К4М5Т2Ю (ЗИ89) *8 Н17К12М5Т (ЭП845) *4 8,5—9,5 11,8—13,2 4,0—5,0 11,5—12,5 4,6—5,5 3,3—4,2 4,0—5,0 4,5—5,0 Г- 53 СО СЛ СЛ СП 1 III ь- О 'сл ео ю оо <0,15 <0,20 0,15— 0,35
'** По ТУ 14-1-131-33-72 (в этой стали <0,003% В и <0,006% Zr).
*2 По ТУ 14*1-131-44—72.
*3 По ТУ 14-136-198 — 75 (Si + Мп) < 0,2%.
*4 По ТУ 14-1-1846-76.
содержание никеля вплоть до его полного устранения за счет уве-
личения содержания кобальта и повысить концентрацию молиб-
дена. Коррозионностойкие и теплостойкие мартенситно-стареющие
стали рассмотрены дальше. Здесь рассмотрим только некорро-
зионностойкие мартенситно-стареющие стали. К числу этих ста-
лей относятся стали следующих марок и типов: Н18К9М5Т
(ЭП637), Н18К8МЗТ, Н18К12М5Т2 (ЭП809), Н16К4М5Т2Ю
(ЗИ89), Н17К6М5ТЮ и др. Составы некоторых из них представлены
в табл. 23. Среди них наиболее широко распространена
Н18К9М5Т (ЭП637), которая используется для изготовления ответ-
ственных деталей машин и упругих элементов. Оптимальная тем-
пература закалки, обеспечивающая достаточно полное растворе-
ние избыточных интерметаллидных фаз и устранение концентра-
ционного расслоения твердого раствора, происходящего в процессе
нагрева при прохождении двухфазной области а + V, соответствует
830 °C для стали Н18К9М5Т, 820 °C для Н18К8МЗТ, 800 и 950 °C
для стали Н16К4М5Т2Ю*1 (ЗИ89) (121, 122). Для сталей этой груп-
пы характерно, что с повышением температуры нагрева при за-
калке после перехода через точку Ак прочность (или твердость)
стали снижается, а пластичность возрастает, что связано с ростом
структурной и концентрационной однородности аустенита и соот-
ветственно образующегося из него мартенсита. Естественно, что
*х Л. А. Мальцева. Влияние термической обработки на фазовые превраще-
ния и свойства мартенситно-стареющей стали Н16К4М5Т2Ю (ЗИ89). Автореф.
канд. дне. Свердловск, 1979.
181
йрй нагреве До очень высоки к Температур (выше 1000 из-Ad
роста зерна и возможного выделения при охлаждении растворив-
шихся в этих условиях нагрева карбонитридных или карбидных
фаз (в сталях, содержащих титан) пластичность и вязкость сни-
жаются. Более повышенная прочность стали после низкотемпера-
турной закалки обеспечивает и большое упрочнение при последую-
щем старении, но до определенного интервала его температур.
Поэтому, например, для стали Н16К4М5Т2Ю (ЗИ89) рекомен-
дуется низкотемпературная закалка (при 800 °C), если к изде-
лиям не предъявляется высоких требований по значениям вязкости
и по сопротивлению разрушению или если после закалки не бу-
дет применена холодная пластическая деформация стали с боль-
шими обжатиями. В то же время после такой закалки и старения
упрочнение стали будет наибольшим. Если сталь Н16К4М5Т2Ю
должна подвергаться деформации с большими обжатиями в про-
цессе прокатки или волочения для достижения максимального
упрочнения, то в этом случае рекомендуется применять высоко-
температурную закалку при 950 °C Г121 ]. Этот же режим закалки
может быть использован и для стали Н18К4М5Т, если она должна
обладать высокой пластичностью.
Для сталей типа Н17К6М5ТЮ и Н17К4М5ТЮ рекомендуется,
по данным [121, 123], закалка при 800 °C, хотя эти стали по со-
ставу и структуре мало отличаются от Н16К4М5Т2Ю, а также для
более сильного упрочнения —закалка и холодная пластическая
деформация с высокими обжатиями.
Для стали Ы17К12М5Т (ЭП845), как и для стали Н18К9М5Т
рекомендуют использовать двойную закалку —сначала при
950 °C, а затем при 830 °C. После закалки сталей указанной группы
в их структуре (в основном мартенситной) также фиксируется
весьма небольшое количество остаточного аустенита, очень незна-
чительное количество карбонитридов или карбидов титана, а
также нерастворившиеся частицы интерметаллидных фаз, на-
пример типа Fe2Mo в стали Н16К4М5Т2Ю. Скорость охлаждения
мартенситно-стареющих сталей от температуры закалки как обычно
считают, заметно не влияет на их свойства. Однако, по данным
автора и сведениям из других источников, полуфабрикаты из
этих сталей, предназначенных для изготовления упругих элемен-
тов, либо сами изделия целесообразно охлаждать с температуры
закалки с большой скоростью, например в воде. В отличие от тер-
мической обработки деталей конструкций из мартенситно-старею-
щих сталей, когда для повышения вязкости и сопротивления раз-
рушению, особенно при криогенных температурах, в их структуре
необходимо получить примерно 15—20 % устойчивого остаточного
аустенита, обработка упругих элементов должна зафиксировать
самое минимальное количество последней структурной составляю-
щей, так как иначе сильно снизится предел упругости. Поэтому
после закалки необходима обработка холодом. Однако в присут-
ствии в структуре значительных количеств остаточного аустенита
182
(из-за неблагоприятного сочетания легирующих элементов) эта
обработка может и не дать ожидаемого эффекта.
Для всех мартенситно-стареющих сталей в закаленном состоя-
нии, например для Н18К9М5Т и Н16К45Т2Ю, характерно высокое
значение отношения а0)2/ов, составляющее примерно 0,9. Это сви-
детельствует о низком коэффициенте деформационного упроч-
нения мартенситно-стареющих сталей. Для стали Н16К4М5Т2Ю
он равен 0,203, т. е. находится, по данным работы [121 ], на уровне
чистого железа и значительно ниже, чем у патентированной стали
О 40 60 80 9092 94 96 98 99
Степень деформации, °/о
Рис. 86. Изменение прочности (сплошные линии) и характери-
стики вязкости (штриховые) проволоки из мартенситно-ста-
реющей стали при волочении (/) с диаметра 1,0 до 0,12 мм и
последующем старении (2)
У7А, для которой он составляет 0,36. Вероятно, это связано
с низким содержанием в мартенсите атомов внедрения — углерода
и азота — и с высокой концентрацией никеля и кобальта, повышаю-
щих подвижность дислокаций. Поэтому, а также из-за высокой
пластичности, мартенситно-стареющие стали можно подвергать
весьма значительной пластической деформации. Из них можно
изготовлять тонкие ленты и проволоку малых диаметров с сум-
марной степенью обжатия даже более 98 % и изготовлять упругие
элементы достаточно сложной конфигурации штамповкой или дру-
гими способами формоизменения. На рис. 86 представлено изме-
нение свойств проволоки из мартенситно-стареющей стали
Н16К4М5Т2Ю при волочении. Видно, что после обжатия со сте-
пенью свыше 98 % предел прочности проволоки диаметром 0,12 мм
достигает 2350 МПа при достаточно повышенной вязкости, опреде-
ляемой отношением (РуГ1Л/Р0)• 100 %, где Ро —разрывное усилие;
Рузл — разрывное усилие проволоки с узлом. Это отношение
даже после обжатия свыше 98 %’оказывается выше 50 %. Инте-
ресно, что в проволоке в процессе деформации (волочение) мар-
тенситно-стареющей стали формируется более совершенная ак-
сиальная текстура типа <110>, чем в патентированной стали, из-за
18?
присутствия в последней частиц карбидов. Именно поэтому, ве-
роятно, в процессе деформации за счет возможного возникнове-
ния дефектов разного масштаба (микротрещины, скопления вакан-
сий и т. п.) удельный объем патентированной стали возрастает
намного больше, чем мартенситно-стареющей. Так, по данным ра-
боты [12], после деформации патентированной стали У7А с об-
жатием 67 % увеличение объема составило 1,08 %, а мартенситно-
стареющей Н16К4М5Т2Ю —только 0,18 % и притом после более
высоких обжатий (78 %).
Температура старения, °C
Рис, 87. Изменение механических свойств при старении в зависимости от степени де*
формации, %:
1 — 0; 2 — 20; 3 — 60; 4 — 75
Окончательный уровень упрочнения мартенситно-стареющих
сталей достигается в результате старения, после предваритель-
ной закалки и особенно в ее сочетании с последующей холодной
пластической деформацией (см. рис. 86, 87).
На рис. 88 представлено изменение свойств стали Н18К9М5Т
при старении, которое, судя по изменению свойств, протекает
многостадийно. Первая стадия —быстрого роста упрочнения
(предела упругости), характеризующаяся низкой энергией акти-
вации, связана с перераспределением дислокаций в их поле на-
пряжений и атомов растворенных компонентов. При этом обра-
зуется большое число зародышей (частиц) избыточных фаз (или
сегрегаций) скорее всего в узлах сетки дислокаций. Сочетание вы-
сокой плотности дислокаций и равномерно распределенных зароды-
шей избыточных фаз объясняет достижение значительного уровня
сопротивления малым пластическим деформациям на этой началь-
ной стадии старения стали. При более длительном старении про-
исходит дальнейшее, но более медленное возрастание прочности
в результате диффузионного роста более устойчивых зародышей
образующихся фаз, расположенных на краевых компонентах дис-
локаций. Состав и структура частиц избыточных фаз, выделяю-
щихся на этой второй стадии старения, зависят от состава стали
и условий ее обработки. В частности, в стали, легированной тита-
184
ном, выделяются Ni3Ti или Niti, в сталях, легированных молиб-
деном, — Fe2Mo, Ni3Mo или (Fe, Ni) Мо. В такой сложнолегиро-
ванной стали, как Н18К9М5Т, на стадии, отвечающей максималь-
ному упрочнению, не удалось определить состав и структуру вы-
деляющихся фаз. Только на стадии перестаривания (540 —640 °C)
упрочняющая фаза соответствует формуле типа (Fe, Ni, Со)2Мо.
После еще более высоких температур старения обнаружено при-
сутствие частиц фазы типа Ni3Ti. Рост упрочнения стали Н18К9М5Т
Рис. 88. Изменение свойств стали Н18К9М5Т в зависимости от продолжитель-
ности старения при 450 (сплошная линия) и при 480 °C (штриховая):
а — начальная стадия старения; б — полный процесс старения
на второй стадии старения, характеризующейся энергией актива-
ции 166,7 кДж/моль, объясняется увеличением прочности частиц
выделяющихся избыточных фаз, хотя их число и уменьшается.
Поэтому растет сопротивление этих частиц их перерезанию сколь-
зящими дислокациями и тогда, вероятно, продвижение дислокаций
определяется механизмом огибания частиц. Оптимальные режимы
старения для стали Н18К9М5Т соответствуют 450 °C, 4 ч (о01002 =
= 1275-Г-1370 МПа), а для стали Н18К8МЗТ —480 °C, 15 мин
(<т0,оо2 = И80 МПа). При этом чем ниже температура старения
мартенситно-стареющих сталей, тем выше предел упругости, но,
естественно, для этого требуется более продолжительная выдержка.
Волее длительная выдержка при старении необходима для дости-
жения повышенных значений пределов прочности и текучести
При очень длительном старении происходит разупрочнение стали
как за счет роста частиц избыточных фаз и роста расстояния между
ними, так и образования аустенита в результате обратного мар-
тенситного превращения. Этот аустенит, сохраняясь в структуре
185
Й йдслё охлаждения, естественно, особенно сильно Нййяе^ на СНЙ^З
жение величины предела упругости. |ж
При более высокой температуре старения (~ 520 °C) сни-Л
жаются пределы прочности и упругости, но возрастают сопротив-^Ж
ление коррозии и хрупкому разрушению, так как нарушение ко-Я
герентности между частицами избыточных фаз и матрицей умень-/»
шает уровень микронапряжений. Улучшению сопротивления W
хрупкому разрушению также способствует и образование остаточ-я
ного аустенита за счет обратного мартенситного превращения. Ж
Приведенные ранее значения предела упругости не являются пре- ж
дельными. Они могут быть повышены при использовании ступен- ш
чатого старения — сначала при повышенной температуре, а затем
при пониженной, а в ряде случаев и после более низкотемператур- Ж
ной закалки. Так, старение стали Н18К9М5Т сначала при 480 °C, ш
30 мин, а затем при 425 °C, 8 ч повышает предел упругости (cr0j002) «Л
до 1575 МПа. Судя по характеру изменения предела упругости, »
можно предположить, что при втором низкотемпературном ста- Ж
рении преобразуются первоначальные выделения, что и прояв- Ш
ляется в некотором начальном разупрочнении. 1
В процессе старения стали Н16К4М5Т2Ю (ЗЙ89) при 500 °C ж
после низкотемпературной закалки (800 °C) существенно активи- ж
зируется распад твердого раствора с выделением интерметаллид- Л
ных фаз, что связано с большей неоднородностью исходного аусте- Я
нита, наследуемой мартенситом, и большей измельченностью его Я
кристаллов. По данным Л. А. Мальцевой, после низкотемператур- jfl
ной закалки и старения при 500 °C, 5 ч количество фазы типа Л
Ni3Ti в 3,3 раза, а фазы типа Fe2Mo —в пять раз больше, чем ж
после высокотемпературной закалки (1200 °C) и того же режима 1
старения. Максимум механических свойств стали Ш6К4М5Т2Ю <Я
достигается после закалки при 800 °C, старения при 500 °C, 1 ч я
и отвечает следующим значениям: ов = 2150 МПа, сг050з = Я
= 2080 МПа, ф = 50 %, ан = 300 кДж/м2 и HRC 52. После за- Я
калки при 1200 °C и старения предел упругости о0,оз существенно Я
ниже и соответствует 1200 МПа. Приведенные значения предела Я
упругости мартенситно-стареющих сталей выше, чем у многих 1
других пружинных сталей, что является их преимуществом. Я
Необходимо также отметить, что мартенситно-стареющие стали I
и по величине максимальной упругой деформации, определяемой Я
отношением равным, например, для стали Н18К9М5Т 1
0,680-10’2, превосходят многие другие стали и сплавы1. Для |
применения мартенситно-стареющих сталей в качестве пружин- 1
ного материала также важно, что зависимость деформации от на-
пряжения в них, вплоть до высоких значений последнего, носит 1
линейный характер. Мартенситно-стареющая сталь Н18К9М5Т 1
также характеризуется повышенной малоцикловой выносливо- 1
1 Практически такой же величиной указанного отношения <jo>oo2/£ = J
=0,660• 10-2 характеризуется бериллиевая бронза.
186 ]
стью гладких -и надрезанных образцов по сравнению с получен-
ными при испытаниях углеродсодержащих высокопрочных ле-
гированных сталей ЗОХГСНА и 40ХГСНЗВА (ЭИ643), но уступает
последним по пределу выносливости [98]. Как указывает
Я. М. Потак, если старение производить после механической об-
работки, то и малоцикловая выносливость, и предел выносливости
снижаются. По данным Я- М. Потака, сталь Н18К9М5Т характе-
ризуется меньшей чувствительностью к трещине, чем среднелеги-
рованные стали с 0,3—0,4 % С. Для мартенситно-стареющей стали
Н18К9М5Т также характерна малая склонность к замедленному
разрушению на воздухе и в воде [98]. Уменьшение склонности
к коррозии под напряжением указанной стали достигается в ре-
зультате использования пониженной температуры закалки
(820 °C) и повышенной температуры старения (при обработке на
равную прочность). Кроме указанных свойств, определяемых
в условиях кратковременного нагружения, мартенситно-старею-
щие стали имеют высокое сопротивление малым пластическим
деформациям при длительном нагружении в условиях релакса-
ции напряжений и ползучести, превосходящее отмечаемое на ле-
гированных углеродсодержащих сталях. Так, у стали Н18К8МЗТ
снижение напряжений за 500 ч при 20 °C и исходном напряжении
<т0 = сто,оо2 составило примерно 0,4 %, а у стали 55ХГР и
45Х5НСВФ в тех же условиях испытаний оно составило 2,6 и
2,7'соответственно.
На стали Н16К4М5Т2Ю был изучен эффект Баушингера [124].
Он оказался менее всего выраженным в закаленной стали и после
ее старения при 600 °C, когда уже заметно развивается разупроч-
нение, главным образом вследствие образования аустенита обрат-
ного превращения, который при охлаждении переходит в «свежий»
мартенсит. Авторы указанной работы считают, что причиной на-
блюдавшегося проявления эффекта Баушингера является присут-
ствие в обоих состояниях в кристаллах мартенсита большого числа
подвижных дислокаций. После старения на максимум упрочне-
ния эффект Баушингера выражен наиболее сильно.
Важно, что мартенситно-стареющие стали обладают'и повышен-
ной теплостойкостью.
Так, по данным В. А. Федоровича, предел упругости <то,оо2
стали Н18К9М5Т при нагреве снижается от 1450 МПа при 20 °C
до 1210 МПа при 200 °C, до 930 МПа при 300 °C и до 755 МПа при
400 °C. Примерно до 300 °C сохраняется и достаточно высокое
сопротивление ползучести как стали Н18К9М5Т, так и рассматри-
ваемых далее коррозионностойких мартенситно-стареющих сталей
03Х12Н10Д2Т и типа Х12Н4К15М4Т (рис. 89, 90). Как было от-
мечено, комплекс прочностных свойств мартенситно-стареющих
сталей может быть существенно повышен в результате применения
после закалки холодной пластической деформации, т. е. при ис-
пользовании НТМО. Однако значительный прирост прочности
достигается только^при использовании очень высоких степеней
187
обжатия (см. рис. 86). После старения прочность стали (после от-
носительно повышенных обжатий) также оказывается довольно
высокой, поскольку упрочнение от деформации суммируется с уп-
рочнением от старения (см. рис. 86). Это означает, что дефекты стро-
ения, созданные деформацией, оказываются устойчивыми при тем-
пературе старения. Как указывает Я. М. Потак [98], для дости-
жения наибольшего упрочнения лучше проводить старение при
пониженных температурах, но при очень длительных выдержках,
так как в этом случае,^очевидно, сохраняется наибольшая плот-
Рис. 89. Зависимость деформации пол-
зучести мартенситно-стареющей стали
Н18К9М5Т от температуры испытаний
(В. А. Федорович, А. Г. Рахштадт)
Рис. 90. Зависимость скорости ползу-
чести мартенситно-стареющих сталей
типа Н18К9М5Т (/), 03Х12Н10Д2Т (2)
и типа X12H4K15M4T (3) от темпера-
туры испытания (В. А. Федорович,
А. Г. Рахштадт)
ность дислокаций, присутствие которых облегчает образование
частиц зародышей (или областей) избыточных фаз. Как показано
А. Г. Васильевой и В. А. Хлобыстовой, применение пластической
деформации, особенно после предварительного старения, позво-
ляет более значительно повысить прочностные свойства, в том числе
предел прочности образцов с поверхностной трещиной усталости
(<ТвР), критерии конструктивной прочности (сВусл и ок), опреде-
ленные при двухосном растяжении, и напряжения, при которых
еще не происходит коррозионного растрескивания образцов (сткр)
в 3 %-ном NaCl. В табл. 24 приведены свойства стали Н18К9М5Т
после обработки с использованием пластической деформации.
По данным А. Г. Васильевой и В. А. Хлобыстовой, приведенные
в табл. 24 зависимости справедливы и для стали Н17К12М5Т
(ЭП845), поэтому, по-видимому, они имеют характер общей законо-
мерности.
Как показано в работе [121 ], применение холодной пластиче-
ской деформации после закалки и последующего старения, т. е.
упрочнения по схеме НТМО, сильно увеличивает не только предел
188
ТАБЛИЦА 24. ВЛИЯНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СВОЙСТВА 1 МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩЕЙ СТАЛИ Н18К9М5Т (ЭП637)
(А. Г. ВАСИЛЬЕВА, В. А. ХЛОБЫСТОВА)
Режим обра- ботки б0)2> МПа ов, МПа б, % 3 к et отР, в МПа СД тез Я £ ак, МПа о , МПа вусл (Ткр, МПа
ZTp — = 2,5 мм 3 II § " '•О Jll
1 1800 1900 5,0 620 1950 1740 132 2400 186 600
2 1970 2100 6,0 560 2120 1720 128 2690 2360 800
3 2120 2230 4,0 520 2150 1320 112 2750 2550 800
Примечание. Режим 1 — первая закалка с 920 °C, вторая — с 820 °C и
старение при 480 °C; режим 2 — первая закалка с 920 °C, вторая — с 820 °C, пластиче*
ская деформация с обжатием 40% и старение при 480 °C; режим 3 — первая закалка
с 920 °C, вторая — с 820 °C, старение при 400 °C, пластическая деформация с обжатием
40% и старение при 480 °C.
i о — условное напряжение при испытании на двухосное растяжение в зе-
вусл
ните полусферы без учета толщины образца; ок — напряжение, соответствующее макси-
мальной прочности материала при испытании на двухосное растяжение.
прочности, но и предел упругости, который в итоге достигает
и стали Н16К4М5Т2Ю очень высоких значений 1 (а0,0з = 2400 МПа)
(см. рис. 87). Предел упругости (ст0,0з) указанной стали только
после закалки и старения, т. е. без применения холодной пласти-
ческой деформации, составил 1750 МПа, т. е. оказался значительно
меньше, чем в предыдущем случае. Оптимальная температура
старения после упрочняющей обработки по схеме НТМО, т. е.
включающей холодную пластическую деформацию, оказалась,
естественно, ниже (450 °C), чем без деформации (500 °C).
Изменение легирования стали типа Н16К4М5Т2Ю в сторону
увеличения содержания кобальта (6 %) при неизменной концен-
трации титана, молибдена и алюминия (сталь типа Н17К6М5Т2Ю),
а также применение низкотемпературной термомеханической
обработки лишь немного повысило прочность стали. Практически
таким же образом влияет и увеличение содержания титана от 1,2
до 1,7 % в стали Н16К.4М5Т2Ю [123]. По данным работы [123],
применение НТМО повышает ударную вязкость стали
Н16К4М5Т2Ю, а ее изменение при низких температурах (до
—196 °C) практически такое же, как и после закалки и старения.
Предел прочности и поперечное сужение при снижении темпера-
туры изменяются у стали Н16К4М5Т2Ю практически независимо
от метода упрочняющей обработки. Поэтому после НТМО упругие
элементы из упомянутой стали могут работать и при низких тем-
пературах, обладая к тому же более высоким упрочнением.
1 Указанные свойства получены на плющеной ленте, полученной из про-
волоки с обжатием 75 %.
189
После НТМО мартенситно-стареющая сталь имеет и замел
большую релаксационную стойкость, но только при температу
до 300 °C [122]. При более высокой температуре (400 °C) из-
большей метастабильности структурного состояния стали пос
НТМО ее релаксационная стойкость уступает достигнутой пос
закалки и старения (рис. 91).
Таким образом, приведенные данные о свойствах мартенситн
стареющих сталей показывают, что они являются перспективны
высокопрочным пружинным материалом, который с успехом м<
жет применяться для изготовления упругих элементов, которы
благодаря низкому порогу хладноломкости стали должны работал
Рис. 91. Релаксационная
стойкость мартенситно-ста-
реющей стали Н16К4М5Т2Ю
при 400 °C (сплошные линии)'
и 300 °C (штриховая) после
различных обработок:
1 — закалка с 900 °C; 2 —
то же -|- деформация 75 %;
3 — закалка с 900 °C + ста-
рение при 500 °C; 4 — за*
калка с 900 °C + деформа-
ция 75 % 4- старение при
500 °C
при низких температурах, а также при нагреве, во всяком случае
до 300 °C, а кратковременно — и при 400 °C. Некоторые из мар*
тенситно-стареющих сталей могут применяться и длительно дб
400 °C, а также и для работы в коррозионно-активных средах.;
В зависимости от технологии изготовления упругих элементов уп-
рочняюшую обработку можно выполнять по двум основным схемам:
закалка и старение или закалка, холодная пластическая деформа-
ция и старение, т. е. по схеме НТМО.
Г л а в а VI -
ДИНАМИЧЕСКОЕ СТАРЕНИЕ ИЛИ ОТПУСК
ПОД НАГРУЗКОЙ ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ*1
В работах (125—133] *2 показано, что свойства стали, опреде-
ляющие служебные характеристики упругих элементов (сопротив-
ление малым пластическим деформациям, релаксационная стой-
*1 Динамическое старение мартенситно-стареющих сталей рассмотрено
в гл. VIII.
*? Алексеева Л. Е. Отпуск закаленной стали под напряжением. Автореф.
канд. дис. М., 1972; Критская А. И. Исследование и разработка методов повы-
шения свойств пружинных сталей, применяемых для изготовления упругих
элементов приборов. Автореф. канд. дис. М., 1977.
190
Рис. 92. Влияние температуры
предварительного отпуска на
свойства стали 65 после дина-
мического старения при 350 °C
(Г. А. Мелкова)
косТь, усталбстная прочность и др.) могут (эыть существенно Пб-
вышены в результате динамического старения или отпуска под
нагрузкой. При этом, как показано В. Н. Климовым, не обяза-
тельно, чтобы схемы нагружения при осуществлении динамиче-
ского старения и в последующих условиях службы совпадали.
Наибольший прирост [125] пределов пропорциональности и теку-
чести при динамическом старении легированных сталей с 0,4 % С
достигается после предварительной закалки и низкого отпуска.
Наиболее эффективно динамическое старение прй последующем
нагружении с большой скоростью и
нагреве обычно до 400 °C. Величина
напряжений при отпуске под нагрузкой
соответствует интервалу от предела
пропорциональности до предела теку-
чести стали в исходном состоянии. По
данным [128 ], зависимость роста сопро-
тивлений малым пластическим дефор-
мациям при этом не носит монотонного
характера. Существует некоторое по-
роговое напряжение, равное примерно
0,3 от при температуре старения, ниже
которого динамическое старение не по-
вышает пределы упругости (пропор-
циональности) и текучести по сравне-
нию с обычным отпуском без нагрузки.
Однако в более поздней работе.[130]
авторы уже не говорят о пороговом на-
пряжении. Существование такого на-
пряжения не подтверждается и работой
Г. А. Мелковой, согласно данным которой рост пределов уп-
ругости и текучести наиболее интенсивно происходит при
динамическом старении, когда уровень ^действующих напря-
жений достигает (0,54-0,6) сгт при температуре старения. Далее
с ростом напряжений прирост указанных свойств уменьша-
ется — достигает некоторого почти предельного значения,
а при напряжении ~0,9сут эти свойства уже снижаются. Ус-
тойчивый прирост свойств в условиях динамического старе-
ния обеспечивается при напряжении примерно (0,74-0,8) сгт.
Эффект от динамического старения зависит от температуры
предварительного отпуска. Чем она ниже или соответственно выше
концентрации углерода в мартенсите к моменту приложения на-
грузки, тем выше упрочнение при последующем отпуске под на-
грузкой (рис. 92). Однако температура предварительного отпуска
не должна быть слишком низкой, чтобы при последующем на-
гружении не могло произойти хрупкого разрушения. По данным
Г. А. Мелковой, температура этого отпуска для пружинных ста-
лей с 0,5 % С должна быть 150 °C, для сталей с (0,64-0,7) % С
170 °C, а для высокоуглеродистых сталей, как установлено
191
к. И. Критской, 300 °C. Как правило, температура динамйческогб
старения должна быть выше температуры предварительного от-
пуска. В работах [125, 128] показано, что динамическое старение
эффективно и в том случае, когда температуры указанных обра-
боток одинаковы. Однако в этих работах нет данных о приросте
свойств для случая, когда температура динамического старения
выше, чем предварительного отпуска. Температура динамического
старения должна обеспечить повышенную подвижность дислока-
ций и атомов углерода. По данным Г. А. Мелковой, эта температура
для пружинных сталей зависит от их легирования. В общем случае
она соответствует температурной области 200—400 °C, т. е. тем
температурам, при которых обычно отпускают пружинные стали
без нагрузки. Свойства стали, достигаемые в процессе отпуска
под нагрузкой, зависят от его продолжительности. Для стали 65Г
при температуре динамического старения 350 °C максимум при-
роста пределов упругости и текучести соответствует 40—60 мин*
Существенно, что отпуск под нагрузкой или динамическое старение
наряду с ростом сопротивления малым и умеренным пластическим
деформациям-обеспечивает также увеличение сопротивления хруп-
кому разрушению, а пластичность и удельная работа разрушения
остаются на том же уровне, как и после обычного отпуска. Главное
преимущество отпуска под нагрузкой —это рост сопротивления
малым пластическим деформациям как при кратковременном
(предел упругости), так и при длительном (релаксационная стой-
кость), а также и при циклическом нагружении. По-видимому,
улучшение указанных свойств после динамического старения по
сравнению со свойствами после обычного отпуска не связано со
степенью распада мартенсита, поскольку снижение удельного
электросопротивления при отпуске не зависит от приложения
нагрузки. По данным Л. Е. Алексеевой, отпуск под напряжением
при 100 °C ускоряет распад мартенсита закаленных хромистых
сталей типа 65X12 и 70X13 или других составов с высоким содер-
жанием углерода по сравнению с отпуском без нагрузки.
Основной причиной повышения сопротивления малым пласти-
ческим деформациям авторы работ [125—129] считают релакса-
цию пиковых микронапряжений, возникших в результате мартен-
ситного превращения при закалке. Релаксация микронапряжений,
как полагают авторы указанных работ, связана с развитием микро-
пластической деформации, но она может сопровождаться, как пред-
полагается в работе [125], диффузионным, перераспределением
атомов углерода.
Именно с релаксацией остаточных микронапряжений, которая
происходит тем интенсивнее, чем выше уровень напряжений, соз-
данных внешней нагрузкой, связан рост сопротивления хрупкому
разрушению, ударной вязкости, понижение порога хладнолом-
кости, уменьшение склонности к коррозии под напряжением при
одновременном повышении порогового напряжения, ниже кото-
рого не проявляется коррозионное растрескивание [130]. В ка-
192
честве доказательства справедливости положения о первостепен*
ном влиянии на эффект динамического старения релаксации
микронапряжений приводятся данные о более интенсивном умень-
шении ширины дифракционной линии (211)а и снижении фона
внутреннего трения. Авторы цитируемых выше работ также ука-
зывают, что рост пределов упругости (пропорциональности)
и текучести в результате динамического старения происходит
параллельно увеличению возникающей при осуществлении этого
процесса остаточной деформации как результата развития процесса
релаксации напряжений и ползучести. Приводятся данные экс-
периментов [130], подтверждающие, что прирост предела пропор-
циональности следует росту остаточной деформации. Однако
подобная зависимость не является общей закономерностью. По
данным Г. А. Мелковой, полученным на стали девяти составов и
при различных температурах динамического старения, максимум
пределов упругости, текучести и прочности достигается при оста-
точной деформации (относительном удлинении в условиях одно-
осного растяжения) 0,1—0,3 %. Дальнейший рост этой деформа-
ции в результате соответствующего увеличения приложенного
напряжения не приводит к дополнительному возрастанию указан-
ных свойств прочности, а при ее величине более 0,8—0,9 %
(в условиях растяжения) происходит даже снижение предела уп-
ругости. Таким образом, сама остаточная деформация, как ука-
зано в работе [127], является результатом развития низкотемпера-
турной логарифмической ползучести, которая проявляется только
при напряжениях выше порогового значения [127]. Ее механизм —
скольжение подвижных дислокаций, которые в этих условиях до-
полнительно генерируются и закрепляются присутствующими
в a-твердом растворе атомами углерода.
Явление динамического старения закаленной и низкоотпущен-
ной стали настолько сложное, что вряд ли сейчас можно выделить
какую-либо одну главную причину повышения уровня механи-
ческих свойств. Вероятно, речь идет о получении в результате
динамического старения особого структурного состояния стали.
Следует признать, что еще далеко не все структурные состояния,
образующиеся при отпуске закаленной стали даже без приложе-
ния нагрузки, могут быть однозначно идентифицированы. В ка-
честве примера можно привести данные М. А. Штремеля, показав-
шего, что структурные состояния, возникающие в результате ста-
рения закаленной стали при 20 °C, не могут быть достигнуты после
низкотемпературного отпуска (например, при 100 °C). То же от-
носится и к структурному состоянию, которое формируется в про-
цессе деформации стали с мартенситной структурой и при отпуске
деформированного мартенсита. Отличие структурного состояния,
формирующегося во время динамического старения, связано преж-
де всего с прямым влиянием дислокаций, образующихся в про-
цессе нагружения, на миграцию атомов внедрения и перераспре-
деление дислокаций и в конечном счете на условия выделения
7 Рахштадт А. Г.
193
ТАБЛИЦА 25. ЗНАЧЕНИЯ пв, МПа, ПОСЛЕ ДИНАМИЧЕСКОГО
СТАРЕНИЯ (ЧИСЛИТЕЛЬ) И ПОСЛЕ ОБЫЧНОГО ОТПУСКА
(ЗНАМЕНАТЕЛЬ), А ТАКЖЕ Аав, МПа, ПРИ ДИНАМИЧЕСКОМ
СТАРЕНИИ ПО СРАВНЕНИЮ С ОТПУСКОМ (Г. А. МЕЛКОВА)
Температура отпуска, °C
Марка стали 200 250 300 350 400 450
Св Дав Св Дав св Дав Св Дав Св Дсв Св Дав
65 2450 100 2400 120 2140 160 1880 1770 ПО 1570 1420 130 1200 30
2350 2280 1980 1170
65Г 2400 2250 150 2350 2200 150 2260 2100 160 2150 2000 150 1900 1830 70 1650 1600 30
60С2А 2370 70 2360 2300 20 2250 ПО 1820 60 1520 20
2300 2350 10 2280 2140 1760 1500
60С2ХА 2350 250 2400 170 2350 100 2300 100 2150 100 1900 50
2100 2230 2250 2200 2050 1850
65С2ВА 2300 150 2510 110 2430 2390 90 2200 2000
2150 2400 2370 60 2300 2150 50 1950 50
50ХА 2210 2150 2000 80 1900 1700 40 1550
2180 30 2100 50 1920 1850 50 1660 1530 20
50ХГА 2300 50 2170 1980 90 1840 1670 70 1500 80
2250 2140 30 1890 1800 40 1600 1420
503ГФА 2350 70 2250 2150 70 2030 2000 90 1870
2280 2200 50 2080 2000 30 1910 1830 40
50ХФА 2380 80 2300 150 2200 50 2150 90 2000 100 1800 30
2300 2150 2150 2060 1900 1770
40ХФА 2080 1950 1860 1750 90 1640 1440
2060 20 1900 50 1800 60 1660 1580 60 1420 20
карбидов. Как показано В. В. Забильским х, размеры частиц кар-
бидов в стали после отпуска под нагрузкой оказываются не-
сколько меньше, чем после обычного отпуска, из-за увеличения
числа центров зарождения этих частиц. Наконец, может изме-
ниться и ориентация и устойчивость частиц карбидов, так как они
образуются в поле напряжений, с которым взаимодействуют поля
напряжений вокруг этих частиц. Ориентировка должна изменяться
так, чтобы суммарная упругая энергия рассматриваемой системы
была бы минимальной. О правомерности этого предположения
свидетельствуют результаты изучения структуры стареющих спла-
вов и данные расчетов для случая выделения из мартенсита в поле
1 Забильский В. В. Исследование повышения механических свойств ста-
лей в связи с их деформацией при отпуске под нагрузкой. Автореф. канд.
дис. Свердловск, 1980.
I
194
напряжений 8-карбида. Для более полной оценки динамического
старения рассмотрим результаты исследования некоторых режи-
мов этой обработки для улучшения свойств основных промышлен-
ных пружинных сталей. В табл. 25—27 приведены прочностные
свойства пружинных сталей. Как показано на рис, 93 и 94, общий
характер изменения свойств при динамическом старении не отли-
чается от обычного отпуска (см. рис. 57, 76). Это свидетельствует
о том, что основные структурные процессы, происходящие в стали
при отпуске и динамическом старении — распад мартенсита и
Рис. 94. Влияние температуры ди-
намического старения на свойства
стали 50ХФА (Г. А. Мелкова,
А. Г. Рахштадт, А. И. Критская)
Рис. 93. Влияние температуры
динамического старения на
свойства стали 60С2 (Г. А. Мел-
кова и А. Г. Рахштадт)
превращение остаточного аустенита, — в общем аналогичны.
Однако температура нагрева, отвечающая максимуму предела уп-
ругости в условиях динамического старения, на 50—100 °C ниже,
чем при обычном отпуске. Динамическое старение интенсивно
влияет именно на те структурные процессы, которые и определяют
рост сопротивления малым пластическим деформациям. Как ука-
зывалось выше, дислокации, возникающие в процессе нагруже-
ния при нагреве, во-первых, ускоряют миграцию атомов углерода,
закрепляющих дислокации, и, во-вторых, интенсифицируют про-
цесс перестройки дислокаций в более устойчивые системы. Воз-
можно, что при динамическом старении ускоряется и распад оста-
точного аустенита. В условиях приложения нагрузки существенно
изменяются условия карбидообразования. Так, структурные ис-
следования стали с 0,6 % С показали, что динамическое старение
или отпуск под нагрузкой при 150 °C способствует более активному
формированию 8-карбида. Его частицы более четко выявляются
при электронно-микроскопическом исследовании, тогда как после
обычного отпуска фиксируются более ранние стадии формиро-
7*
195
ТАБЛИЦА 26. ЗНАЧЕНИЯ О0,2’ мпа, ПОСЛЕ ДИНАМИЧЕСКОГО
СТАРЕНИЯ (ЧИСЛИТЕЛЬ) И ОБЫЧНОГО ОТПУСКА
(ЗНАМЕНАТЕЛЬ), А ТАКЖЕ Аа0,2> МПа,
ПРИ ДИНАМИЧЕСКОМ СТАРЕНИИ ПО СРАВНЕНИЮ С ОТПУСКОМ
(Г. А. МЕЛКОВА, А. И. КРИТСКАЯ, А. Г. РАХШТАДТ)
Марка стали Температура отпуска, °C
200 250 300 350 400 450
сч о О сч о to <1 СМ о О см о to о СМ о“ to OJ о о <1 СМ © О СМ о о <5 СМ о О СМ © О <1 см о to СМ о to <1
2240 440 2180 2000 270 1800 300 1470 140 1160
65 1800 1750 430 1630 1500 1330 1100 60
65Г 2000 2270 2230 200 2050 150 1800 1600
— 2030 240 2030 1900 1760 40 1560 40
60С2А 2250 350 2280 2200 110 2120 90 1710 1450
1900 2100 180 2090 2030 1630 80 1400 50
60С2ХА 1840 1800 2150 150 2200 2000 2140 210 2020 1890 130 1820 100
40 200 1720.
2000 1960
65С2ВА — — 2270 — 2250 2090 260 2120 2050 70 2020 1950 70 1800 1740 60
50ХА 2070 1920 150 2000 1850 150 ]800 1780 20 1750 1690 60 1600 1530 70 1500 1450 50
50ХГА 2020 1960 60 1960 1890 70 1850 1800 50 1750 1660 90 1580 1500 80 1450 1350 50
50ХГФА 2110 1900 210 2070 1930 140 1950 1900 50 1900 1830 70 1800 1700 100 1650 1600 50
50ХФА 2100 2060 НО 2020 120 2000 100 1850 90 1650 50
1920 180 1950 1900 1900 1760 1600
40ХФА 1840 1640 210 1820 1620 200 1700 1650 50 1620 1580 40 1550 1500 50 1400 1360 40
196
ТАБЛИЦА 27. ЗНАЧЕНИЯ Оо,005’ МПа’
ПОСЛЕ ДИНАМИЧЕСКОГО СТАРЕНИЯ (ЧИСЛИТЕЛЬ)
И ОТПУСКА (ЗНАМЕНАТЕЛЬ), А ТАКЖЕ Ла0,005’ МПа’
ПРИ ДИНАМИЧЕСКОМ СТАРЕНИИ ПО СРАВНЕНИЮ
С ОБЫЧНЫМ ОТПУСКОМ
(Г. А. МЕЛКОВА, А. И. КРИТСКАЯ, А. Г. РАХШТАДТ)
Температура отпуска, °C
200 250 300 350 400 450
Марка to ю to to
стали ю о о о tO о о о ю о о о ю о о о о to о о о о ю о о о о
о to о to о to to < о to to5 <1 о to о to < о to to> <1
65 1660 610 1600 380 1300 390 1250 850 400 1170 350 1030 300
1050 1220 910 820 730
65Г 2100 1100 1000 2100 1200 900 2050 1350 700 1850 1500 350 1650 1350 300 1400 1200 200
60С2А 19401 ”1310’ 630 2050 1450 600 2020 1490 530 1900 1450 450 1620 1210 410 1300 1180 120
60С2ХА 1700 1220 480 1900 1500 400 1920 1520 400 1900 1620 280 1800 1500 300 1600 1300 300
65С2ВА 1680 1220 460 1890 1400 490 1950 1580 370 1910 1690 220 1850 1590 260 1660 1420 240
50Х 1510 950 560 1550 1000 550 1550 1250 300 1500 1260 240 1400 1200 200 1250 1050 200
50ХГА 1500 940 560 1600 1050 550 1560 1200 360 1520 1260 260 1400 1200 200 1220 1050 170
50ХГФА 1500 950 550 1600 1230 370 1580 1250 330 1550 1300 250 1500 1250 250 1400 1170 230
50ХФА 1500 "1050 450 1600 1200 400 1580 1200 380 1580 1270 310 1550 1220 330 1400 1150 250
40ХФА 1370 900 470 1450 930 520 1420 1050 370 1400 1100 300 1380 900 480 1290 850 440
вания 8-карбида, которые оказывают, естественно, меньшее со-
противление развитию малых пластических деформаций. После
динамического старения при 250 °C в структуре стали наряду с це-
ментитом присутствует е-карбид, тогда как после обычного отпуска
наблюдаются лишь частицы цементита. Важно подчеркнуть, что
сам эффект улучшения свойств после динамического старения
не зависит от исходного легирования стали перлитного класса.
При этом те составы сталей, на которых был получен макси-
мальный предел упругости после закалки и отпуска, также имеют
преимущество в этом отношении и после динамического ста-
рения (см. табл. 30). Интересно, что общая закономерность
изменения свойств закаленных сталей при динамическом старении
197
не зависит от схемы, принятой для нагружения образцов —:
при растяжении или кручении. Однако степень прироста свойств
при этом несколько различна (рис. 94, 95). Эти результаты не
совпадают с приведенными в работе [130], в которой указывается
также на анизотропный характер изменения свойств при динами-
ческом старении (если это так, то тогда концепция авторов [130]
о релаксации локальных микронапряжений является дискуссион-
ной). Как показано Г. А. Мел-
ковой, после динамического
старения эффект Баушингера
г, МПа *
Рис. 95. Влияние температуры динами-
ческого старения (сплошные линии)
и отпуска (штриховые) на свойства
стали 50ХФА при кручении; п —
число скручиваний (Г. А. Мел-
кова)
Рис. 96. Влияние вида упрочняющей обра-
ботки на проявление эффекта Баушингера
в стали 50ХФА (сплошные линии —- пря-
мое нагружение, штриховые — обратное):
1 — закалка и отпуск при 250 °C; 2 —
закалка и динамическое старение при
2^0 сС
250 °C (То = 0,7, Т0.з = 600 МПа)
при испытании в условиях кручения не проявляется (рис. 96),
что свидетельствует о прочном закреплении дислокаций и об
отсутствии анизотропии упрочнения. В результате динамиче-
ского старения, как указывалось выше, возрастают не только
свойства прочности, измеренные в условиях статического рас-
тяжения или кручения, но и предел выносливости (табл. 28).
Рост предела выносливости при динамическом старении находится
в соответствии с увеличением предела упругости, поскольку эти
свойства определяются интенсивностью развития микропласти-
ческой деформации. Этот эффект роста предела выносливости, при-
чем достаточно значительный, еще раз подчеркивает ценные преи-
мущества динамического старения. С приведенными данными сог-
ласуются и результаты испытания проволоки из стали 50ХФА
и пружин из стали 60С2А [130], которые показали рост их долго-
198
ТАБЛИЦА 28. ЗНАЧЕНИЯ O-i, МЙй,
ПОСЛЕ ДИНАМИЧЕСКОГО СТАРЕНИЯ (ЧИСЛИТЕЛЬ)
И ОТПУСКА (ЗНАМЕНАТЕЛЬ) ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
(Г. А. МЕЛКОВА)
Марка стали Температура отпуска, °C Марка стали Температура отпуска, °C
250 300 350 400 450 250 300 350 400 450
65Г 710 500 750 560 780 580 740 545 550 450 50ХГФА 710 575 — 700 590 — 650 540
60С2А 730 550 750 580 820 630 780 590 700 530 50ХФА 710 570 — 720 590 — 660 540
65С2ВА 50ХГА 830 610 660 530 — 900 710 630 550 — 850 580 570 500 40ХФА 580 500 — 630 520 — 550 480
Ту пин
Рис. 97. Релаксационная стойкость стали
50ХФА после закалки и отпуска (кривые
1—3} и посла закалки (кривые 4—6} и
динамического старения. Температура от-
пуска и динамического старения, °C:
1,4 — 250; 2, 5 — 350; 3, 6 — 450
вечности после динамического старения по сравнению с обычным
отпуском, особенно если нагружение проводилось непосредст-
венно при температуре старения после предварительного отпуска.
Авторы этой работы принимали температуру предварительного
отпуска, равную температуре динамического старения, хотя
обычно последняя обработка требует нагрева до более высоких
температур для того, чтобы при
старении происходил дополни-
тельный распад мартенсита.
Кроме роста усталостной
прочности, в результате дина-
мического старения существенно
возрастает и релаксационная
стойкость (рис. 97). Так, если
после закалки и обычного от-
пуска стали 50ХФА снижение
напряжений составило в лучшем
случае 2,2% (отпуск при 359°С),
то после динамического старе-
ния при 250—350 °C это сни-
жение было равно 0,8 %, т. е.
было почти в 3 раза меньше.
При этом следует учесть, что
ния исходное напряжение при
хотя и составляло, как и после
его абсолютная величина из-за более высокого значения исходного
предела текучести была соответственно выше. Тот же эффект
повышения релаксационной стойкости установлен Г. А. Мелко-
вой на всех пружинных сталях и, таким образом, носит общий
в случае динамического старе-
релаксационных испытаниях,
обычного отпуска, 0,8 сг0,29 но
199
характер. К указанным достоинствам метода динамического ста-
рения, повышающего уровень свойств прочности при различных
способах нагружения, следует добавить практическую неизмен-
ность свойств пластичности стали и возрастание сопротивления
разрушению по сравнению с обычным отпуском при равных тем-
пературах. Как показали измерения критерия Ирвина (/fic),
прирост сопротивления разрушению для всех пружинных сталей
в результате динамического старения довольно значителен.
Таким образом, динамическое старение является эффективным
методом повышения всего комплекса свойств пружинных сталей.
При этом степень улучшения свойств сталей при динамическом
старении практически не зависит от их легирования. Те стали,
которые обнаруживали более высокие свойства после закалки и
обычного отпуска, оказываются лучшими по свойствам и после
динамического старения.
Вследствие существенного улучшения свойств стали в резуль-
тате динамического старения и отсутствия технологических труд-
ностей при его практическом осуществлении в производстве, ука-
занный процесс получил внедрение при обработке ряда упругих
элементов.
Глава VII
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ
Большое значение для упрочнения пружинных сталей в послед-
нее время приобрели методы термомеханической обработки (ТМО),
особенно высокотемпературной (ВТМО), после которой получается
особая структура и субструктура мартенсита и бейнита и сталь
приобретает высокие механические свойства. В разработку тео-
рии и технологии ТМО наибольший вклад внесен отечественными
исследователями, а также, но в меньшей степени, зарубежными
авторами, труды которых обобщены в фундаментальной моногра-
фии М. Л. Бернштейна [134]. В данной главе приведены неко-
торые общие положения, разработанные отечественными исследо-
вателями, о структурных изменений и улучшении механических'
свойств, необходимые для анализа конкретных данных о приме-
нении ТМО для рессорно-пружинных сталей.
Повышение механических свойств стали под влиянием ВТМО
и НТМО, а также их вариантов является следствием изменения
структурного состояния мартенсита или бейнита (включая микро-
и субструктуру, уровень напряжений и т. п.) в результате наследо-
вания дислокаций, возникающих в аустените в процессе его де-
формации, или дислокаций, образовавшихся при холодной пла-
200
стической деформации стали с ферритокарбидной структурой,
также наследуемых аустенитом при последующем нагреве и, соот-
ветственно, мартенситом при закалке.
В случае ВТМО эффект улучшения свойств наблюдается лишь
тогда, когда режим пластической деформации выбран таким
образом, чтобы в аустените сформировалась развитая субструк-
тура как результат динамической полигонизации или динамиче-
ского возраста или начальной стадии динамической полигониза-
ции. Эта субструктура оказывается достаточно устойчивой, по-
этому она наследуется мартенситом или бейнитом, образующимися
при охлаждении такого горячедеформированного аустенита. Она
наследуется даже и при повторной фазовой перекристаллизации,
т. е. при так называемой обработке на наследование, или при на-
следственном термомеханическом упрочнении (НТМУ). Явле-
ние наследования заключается в передаче дислокаций от исходной
фазы к образующейся в процессе охлаждения или к формирую-
щейся во время фазовой перекристаллизации. Эта передача струк-
туры и дислокационной субструктуры оказывается наиболее пол-
ной в том случае, когда фазовые превращения заключаются в ко-
оперативной перестройке решетки и из аустенита образуются
кристаллографически упорядоченные структуры, подобно мартен-
ситу или бейниту. Однако в отличие от явления структурной на-
следственности при термомеханической обработке основное зна-
чение имеет наследование дислокационной субструктуры, которое
может быть и в том случае, когда не образуются кристаллографи-
чески упорядоченные структуры. В частности, дислокации, воз-
никшие в результате холодной пластической деформации стали
с ферритокарбидной структурой, наследуются с той или иной сте-
пенью полноты аустенитом, поскольку его зародыши имеют движу-
щиеся при их росте малоугловые границы 1 и тем самым сохраняют
ориентационную связь с исходным деформированным ферритом.
На этой наследственной передаче дислокаций при а -> у-превра-
щении основывается предварительная термомеханическая обра-
ботка (ПТМО), заключающаяся в холодной пластической дефор-
мации последующей закалке и отпуске. О наследственной пере-
даче дислокаций в последнем случае свидетельствуют результаты
структурных исследований и определения механических свойств.
Так, по данным В. А. Займовского, после ПТМО, включая оконча-
тельный отпуск при 400 °C, временное сопротивление при растя-
жении и предел текучести стали У9 повысились на 450 и 350 МПа
соответственно при некотором улучшении пластичности по срав-
нению с обычной закалкой и отпуском также при 400 °C. 1 2
1 Естественно, если зародыши будут иметь большеугловые границы, то при
их миграции дислокации будут поглощаться и наследования дислокационной
субструктуры при нагреве не будет.
2 Как показано М. Л. Бернштейном и В. А. Займовским, эффект от ПТМО
получается достаточно существенным, если после холодной пластической дефор-
мации проводится отпуск при 400 °C, стабилизирующий системы дислокаций
201
В случае ВТМО, согласно М. Л. Бернштейну, в аустените форми-^
руется более или менее совершенная полигональная субструктура.
Границы возникших субзерен во многих случаях параллельны^
{111 }Y . Они содержат компоненты кручения и наклона и характе-
ризуются сложной дислокационной структурой, зависящей от
условий деформации аустенита. Эти субграницы наследуются мар-
тенситом независимо от того, является ли он пакетным или вну-
треннедвойникованным. Они пересекаются в большинстве случаев
с кристаллами пакетного мартенсита и с внутренними двойнико- *
выми кристаллами с габитусом {225}v. Структурными исследо- ;
ваниями М. Л. Бернштейна, Л. М. Капуткиной и В. А. Займов-
ского показано, что величина разориентировки субграниц при их
переходе из аустенита в мартенсит не только не уменьшается, но
даже возрастает, что свидетельствует о достаточно полном эффекте
наследования дислокационной структуры при мартенситном пре-
вращении. Кроме того, показано, что после ВТМО ширина паке-
тов мартенсита и соответственно ширина составляющих их реек
или пластинок, отличающихся большей разориентировкой их
осей, меньше, чем после обычной обработки. Сами пластинки или
рейки разделены на фрагменты, величина которых зависит от раз-
меров и разориентировки субзерен (или ячеек), образовавшихся
в процессе деформации аустенита. Размеры этих субзерен (или
ячеек) определяются условиями деформации аустенита — темпера-
турой и степенью обжатия. Суммарная плотность дислокаций мар-
тенсита после ВТМО, естественно, больше, чем после обычной
закалки, что вносит определенный вклад в степень упрочнения
стали, но оно увеличивается главным образом в результате воз-
растания протяженности субграниц, в которые преимущественно
и собраны дислокации. Эффективность влияния границ субзерен
или фрагментов определяется не только их дислокационной струк-
турой, но и сегрегациями из атомов углерода, возникшими на
этих дислокациях, и выделениями в этих зонах карбидных частиц.
Кроме дислокационных субграниц, на улучшение механических
свойств — на рост прочности, включая и усталостную прочность, J
пластичности и ударной вязкости (и что особенно важно — уве-
личение сопротивления разрушению х) — существенное влияние
оказывает уменьшение размеров пакетов и составляющих их реек,
а также степень их разориентировки, или уменьшение размеров
кристаллов двойникованного мартенсита в стали с повышенным
содержанием углерода, т. е. увеличение удельной поверхности
границ, препятствующих развитию скольжения в пакетном мар-
тенсите, или двойникования в двойникованном мартенсите.
1 По данным М. Л. Бернштейна и В. А. Займовского, повышение сопротив-
ления разрушению определяется большей микроизвилистостью зародившейся
трещины при ее продвижении через пакеты мартенсита. Рост микроизвилистости
связан с большей плотностью и эффективностью барьеров, которыми являются
границы и субграницы кристаллов мартенсита. Эти барьеры препятствуют рас-
пространению трещин.
202
Важное влияние на структурные и субструктурные изменений,
происходящие в стали в результате термомеханической обработки,
оказывает взаимодействие дислокаций с атомами углерода. Именно
поэтому введение в состав стали сильнокарбидообразующих эле-
ментов — ванадия, ниобия, циркония и др., атомы которых уси-
ливают связь атомов углерода с дислокациями, позволяет обеспе-
чить большую эффективность ВТМО и сохранение дислокацион-
ной субструктуры при повторной закалке, т. е. в условиях так
называемой обработки на наследование, или НТМУ. Взаимодей-
ствие атомов углерода с дислокационными границами, образую-
щимися во время деформации аустенита, приводит к расслоению
аустенита по содержанию углерода. В области субграниц его кон-
центрация возрастает, а в объеме субзерен она снижается. Поэтому
при ВТМО (включая закалку) в стали с повышенным содержанием
углерода уменьшается доля пластинчатого мартенсита при возра-
стании доли пакетного мартенсита. По этой же причине (незави-
симо от морфологии образующегося мартенсита) возрастает сте-
пень его двухфазного распада в процессе охлаждения, а дислока-
ции, особенно находящиеся в субграницах, оказываются более
сильно закрепленными атомами углерода. Точно так же и при по-
следующем отпуске ускоряется двухфазный распад мартенсита,
а образующиеся при отпуске частицы карбидов оказываются бо-
лее дисперсными и равномерно распределяются в кристаллах
a-фазы. Эти структурные изменения, определяемые взаимодей-
ствием между атомами углерода и дислокациями, вносят сущест-
венный вклад в улучшение свойств стали, подвергаемой
ВТМО.
Таким образом, повышение механических свойств стали в ре-
зультате ВТМО является следствием одновременного влияния
многих факторов, или, иначе говоря, комплексного воздействия
изменений микроструктуры, субструктуры и распределения ато-
мов углерода и частиц карбидов.
Эти же факторы определяют и повышение свойств после ВТМО
с образованием бейнита при непрерывном охлаждении и особенно
в условиях изотермической выдержки (процесс ВТМИЗО). Как
показано М. Л. Бернштейном и В. А. Займовским, именно после
ВТМИЗО наиболее полно реализуется эффект наследования. По
мнению авторов, причиной этого эффекта является более полное
закрепление субструктуры, возникшей в процессе деформации
аустенита и при образовании бейнита. Это закрепление проис-
ходит в результате расслоения аустенита по концентрации как
начальной стадии распада в данном температурном интервале.
Наконец, в условиях меньшего фазового наклепа при бейнитном
превращении по сравнению с мартенситным меньше изменяется
исходная субструктура аустенита. О более прочном закреплении
субструктуры при бейнитном превращении (ВТМИЗО) свидетель-
ствует тот факт, что повторная закалка при обработке с исполь-
зованием эффекта наследования может производиться в условиях
203
медленного нагрева (в печи), тогда как после мартенситного пре-
вращения обычно требуется ускоренный нагрев.j
При низкотемпературной^термомеханической обработке
(НТМО) в аустените^образуется ячеистая дислокационная суб-
структура, которая наследуется образующимся мартенситом (или
бейнитом). При этом в пакетах мартенсита наблюдаются плотные
вытянутые сплетения дислокаций. В условиях высоких степеней
обжатия в кристаллах аустенита формируются двойники. В них
при охлаждении возникают тонкие мартенситные пластины с по-
вышенной плотностью дислокаций. Весьма значительное упрочне-
ние стали в результате НТМО объясняется наследованием мартен-
ситом дислокационных ячеек от аустенита, а также измельчением
кристаллов мартенсита, возникших в области двойников. Однако
рост упрочнения при НТМО сопровождается часто заметным сни-
жением пластичности. Последнее объясняется увеличением коли-
чества непревращенного аустенита, имеющего повышенную плот-
ность двойников, у которых легче зарождаются трещины. Кроме
того, структура, образующаяся из аустенита при отпуске, обладает
пониженным сопротивлением разрушению по сравнению с полу-
чаемым в результате превращения мартенсита. Несмотря на раз-
личие структурного состояния стали после ВТМО и НТМО можно
принять, что в обоих случаях основной вклад в прирост упрочне-
ния вносит дислокационная субструктура, в первом случае —
это размеры субзерен, а во втором —размеры ячеек. Однако их
вклад различен из-за разной плотности в них дислокаций и разной
стабильности их систем. Стабильность субструктуры при нагреве
в стали после НТМО намного меньше, чем после ВТМО. Именно
поэтому эффект наследования при повторной фазовой перекри-
сталлизации в первом случае намного слабее, чем во втором.
1. НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Низкотемпературная термомеханическая обработка как спо-
соб повышения механических свойств пружинных сталей в виде
проволоки и ленты была впервые применена В. Я. Зубовым,
3. В. Грачевым и Ю. П. Сурковым (опубликовано в 1962 г.). За
этим последовал ряд работ, выполненных В. Я- Зубовым,
3. В. Грачевым, М. Ф. Рыбаковой и др. [61 и др. ] и т. д.
Было показано, что в результате НТМО свойства пружинных
сталей существенно улучшаются.
Применение НТМО для тонкой проволоки или ленты из стали
Г0С2ХА и У7А позволяет существенно повысить весь комплекс
свойств стали, что связано как с наследованием дислокационной
субструктуры мартенситом, так и с развитием бейнитного пре-
вращения в процессе пластической деформации. Наиболее сильно
5 результате НТМО возрастает предел упругости и достигается
ювышенная вязкость. Так, после НТМО тонкой ленты из 70С2ХА
С обжатием 60 % при 320—350 °C и отпуска при 350 бС, 5 мий
предел упругости, по данным В. Я. Зубова, С. В. Грачева и
Ю. П. Суркова, достигает 2500 МПа, а число переменных изгибов
примерно 20, тогда как после обычной закалки и того же отпуска
предел упругости составлял 1900 МПа, а число изгибов около 3.
После НТМО по данным упомянутых авторов растет скорость
распада остаточного аустенита при отпуске, но устойчи-
вость стали против отпуска после этого метода упрочнения воз-
растает.
Существенно, что в результате НТМО проволоки растет цик-
лическая прочность и релаксационная стойкость изготовленных
из нее спиральных пружин. Свойства стали, особенно предел
упругости, после НТМО могут быть повышены в результате по-
следующей холодной пластической деформации и старения, если
в структуре сохраняется повышенное количество непревращенного
аустенита. Так, поданным В. Я. Зубова, С. В. Грачева, А. П. Ба-
скакова, А. Ф. Рыбаковой и А. С. Заварова, после указанной до-
полнительной обработки предел упругости возрастает на
300—400 МПа и заметно улучшается релаксационная стой-
кость.
По данным Ф. Б. Борика, В. Джастассона и В. Закея, низко-
температурная термомеханическая обработка позволяет повысить
прочность и более крупных упругих элементов, чем описанные
выше спиральные пружины. В частности, при использовании
аусформинга для стали 6DA (0,48 % С; 1 % Сг, 1 % Мо и 0,5 %
Si) резко возрастает усталостная прочность и живучесть листовых
рессор. Непосредственно после указанной термомеханической
обработки с обжатием 75 % живучесть рессор почти в 10 раз
выше (235 000 циклов при напряжении 690—1500 МПа), чем рес-
сор, изготовленных из стали SAE 5160 (близкой к 50ХФА).
В итоге, применение применение НТМО позволяет уменьшить
число листов в рессоре на 50 %, что дает уменьшение массы
на 30 %.
Использование низкотемпературной термомеханической обра-
ботки позволяет также сильно повысить живучесть цилиндриче-
ских пружин и торсионов из стали 6DA. Высокие значения уста-
лостной прочности получены и у сложнолегированной стали
типа НИ, подвергнутой аусформингу.
Таким образом, низкотемпературная термомеханическая обра-
ботка пружинной стали эффективна для повышения ее прочно-
стных характеристик в условиях статического или циклического
нагружения. По данным Ф. Б. Борика, В. Джастассона и В. За-
кея, усталостная прочность гладких образцов из стали НИ после
НТМО повышается на 20—25 %, а образцов с надрезом —сни-
жается, что свидетельствует о повышенной чувствительности такой
стали к концентраторам напряжений.
205
2. Высокотемпературная термомеханическая обработка
Высокотемпературная термомеханическая обработка имеет
юльшое практическое значение для рессорно-пружинной стали,
ак как обеспечивает рост прочности, повышает усталостную
[рочность (в том числе и малоцикловую), а также сопротивление
►азрушению, пластичность и ударную вязкость, понижает темпе-
ратуру порога хладноломкости, практически устраняет обратимую
отпускную хрупкость и уменьшает водородное охрупчивание,
/читывая особый характер субструктуры, формирующейся в про-
цессе ВТМО, следует считать, что в этом случае должно повы-
наться сопротивление малым пластическим деформациям в усло-
виях кратковременного и длительного нагружения — важнейших
ъойств пружинных сталей.
По сравнению с НТМО, высокотемпературная термомехани-
[еская обработка (ВТМО) имеет несомненные технологические
треимущества.
Прежде всего этой обработке можно подвергать углеродистые,
(изко- и среднелегированные стали непосредственно в условиях
орячей деформации, выполняемой на металлургических или
шшиностроительных заводах. При этом во многих случаях не
ребуется установки дополнительного оборудования и можно
гспользовать тепло, запасенное металлом при нагреве, для осу-
цествления операций формоизменения. Таким образом, процессы
реформирования (формоизменения) и упрочнения могут быть
>бъединены при ВТМО в одну технологическую операцию. Однако
рля этого необходимо создать такие температурно-деформационные
юловия, особенно при последних обжатиях, при которых в стали
юздается оптимальная микро- и субструктура, обеспечивающая
ювышенный комплекс механических свойств.
Эти температурно-деформационные условия зависят от состава
стали, степени, скорости и схемы деформации; выбирают их
)бычно эмпирически для каждого конкретного изделия. Другое
зреимущество ВТМО в том, что при использовании ее можно реа-
шзовать эффект наследования или сохранения субструктуры,
созданной этой обработкой, даже после повторной фазовой пере-
кристаллизации (повторной закалки). Этот эффект, установлен-
ной в работе [135], имеет важное значение не только для понима-
шя природы субструктурных изменений, но и для создания новых
ихнологических процессов. На эффекте наследования, в частно-
сти, основаны методы наследственного термомеханического упроч-
ения, при которых после термомеханической обработки проводят
высокий отпуск для облегчения обработки резанием или осуще-
ствления операций холодной деформации (после этой холодной
реформации целесообразно провести дополнительный отпуск при
емпературе ~400 °C), а затем повторную закалку и окончатель-
1ый отпуск. С созданием этого процесса существенно расширилась
)бласть применения термомеханической обработки.
>06
Влияние основных технологических факторов ВТМО и после-
дующей термической обработки на устойчивость эффекта упроч-
нения было изучено на рессорно-пружинных сталях, особенно
55ХГР, типа 55СГ2Р, 50ХГ, а позднее на 60С2, 50ХФА и 60С2Ф.
Режимы (ВТМО) пружинных сталей и их свойства. Эффектив-
ность ВТМО прежде всего определяется режимом горячей де-
формации аустенита, которая должна обеспечить формирование
в результате динамической полигонизации устойчивой субструк-
туры, наследуемой образующимися при охлаждении мартенситом
или бейнитом. Для формирования подобной субструктуры должны
быть соответствующим образом выбраны температура и степень
деформации и установлена продолжительность последеформа-
ционной выдержки перед закалкой во избежание развития ре-
кристаллизационных процессов.
Для стали 55ХГР температура аустенитизации или темпера-
тура начала деформации должна составлять 920—950 °C при сте-
пени обжатия 20—60 %, при этом продолжительность после-
деформационной выдержки не должна быть более 1 мин. При вве-
дении в сталь типа 55ХГР такого сильнокарбидообразующего
элемента, как цирконий (0,2 %), продолжительность этой вы-
держки может увеличиться до 30 мин. Это подтверждается отме-
ченным выше эффектом — более сильным закреплением дислока-
ций атомами углерода в присутствии сильнокарбидообразующих
элементов.
ВТМО существенно повышает весь комплекс основных свойств
стали х, что связано с изменением ее субструктуры. Об этом сви-
детельствует и рост уширения дифракционных линий, характери-
зующий интегральную плотность дислокаций. Примерно такой же
эффект от ВТМО получен и при ее осуществлении в производ-
ственных условиях.
Ниже представлена зависимость механических свойств
и субструктуры стали 55ХГР после аустенитизации 950 °C, за-
калки в масле и отпуска при 250 °C, 1 ч от степени деформации,
по данным А. В. Супова, Д. А. Прокошкина и А. Г. Рахштадта:
Степень деформации,
% 0 20 40 60
ов, МПа 2000 2140 2280 2160
о0,2> МПа 1530 1890 1980 2010
Ппц, МПа 1370 1780 1880 1940
бЛ/о 3,7 5,4 6,0 6,2
ф, % 15,5 24,0 24,0 26,0
Р' 10’3, рад * . . . . 13,4 14,8 15,6 17,5
* После отпуска 400 °C.
1 Эта работа проводилась совместно с М. Л. Бернштейном, Д. И. Броном,
В, Д. Кальнером, А. В. Суповым и И. И. Левитес.
207
Более высокий комплекс механических свойств, созданный
ВТМО по сравнению с обычной закалкой, сохраняется при от-
пуске вплоть до 600 °C. 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 °C.
Важным достоинством ВТМО рессорно-пружинных сталей
является высокая усталостная прочность. Так, по данным
Д. И. Брона, предел выносливости стали 55ХГР после ВТМО по
приведенному выше оптимальному режиму и отпуска при 250 °C
достигает примерно 620 МПа, что намного выше, чем после обыч-
ной закалки и отпуска. Максимальный предел выносливости после
обычной закалки и отпуска при 500 °C составляет около 530 МПа
при значительно меньшей, чем после ВТМО, малоцикловой уста-
лостной прочности. Повышение усталостной прочности стали
55ХГР в результате ВТМО связано как с образованием особого
структурного состояния стали, так и с получением более благо-
приятного распределения остаточных напряжений (на поверх-
ности напряжения сжатия), чем после обычной обработки. ВТМО
улучшает и другие важнейшие свойства пружинных сталей —
предел упругости и релаксационную стойкость, непосредственно
связанные с повышением плотности дислокаций —с прочностью
их закрепления.
По данным исследований предел упругости стали 55ХГР
в результате ВТМО достигает максимального значения (o0j005 =
= 1350 МПа) после отпуска при 300 °C, а после закалки и отпуска
при 350 °C o0j005 = 1100 МПа. Применение ВТМО стали 55ХГР
позволило существенно повысить релаксационную стойкость. Так,
после ВТМО и отпуска при 300 °C снижение напряжений за 500 ч
при 20 °C составило 0,5 %, а после обычной закалки и отпуска
при 350 °C —2,5 % (при условии равных исходных напряжений).
Уровень механических свойств стали 55ХГР, полученных
в результате ВТМО, сохраняется почти полностью после повтор-
ной закалки, т. е. после наследственного термомеханического
упрочнения (НТМУ). При этом эффект наследования субструктуры
при повторной закалке практически не зависит от режима пред-
варительной ВТМО. Иначе говоря, режим ВТМО, который обес-
печивает более высокий комплекс механических свойств непосред-
ственно после этой обработки, будет также оптимальным и после
повторной закалки. Однако, по некоторым данным, повышение
температуры деформации при ВТМО, вероятно, за счет более
полного растворения избыточных карбидных или карбонитридных
фаз обеспечивает более полный эффект наследования субструктуры
после повторной фазовой перекристаллизации.
Эффект наследования субструктуры в условиях повторной
фазовой перекристаллизации проявляется в получении почти
столь же высокого уровня свойств, как и непосредственно после
208
Рис. 98. Влияние температуры промежу-
точного отпуска /ПР на свойства стали
55ХГР после ВТМО и повторной закалки
с 920 °C. Окончательный отпуск при 250 °C,
1 ч
ВТМО. Так, если после ВТМО и отпуска при 300 °C o0j005 стали
55ХГР достигает 1350 МПа, то после повторной закалки и отпуска
при 350 °C его величина остается на том же уровне, превышая
значения, полученные после обычной закалки, на —250 МПа.
Свойства стали 55ХГР после повторной закалки зависят от ее
режима —температуры и продолжительности выдержки. Они
достигают оптимального уровня после закалки с 950 °C при вы-
держке от 1 до 3 мин, т. е. при том же нагреве, что и деформация
при ВТМО. При использовании стали, содержащей такой элемент,
как цирконий, режимы повторной закалки могут изменяться
в более широких пределах.
В условиях проведения об-
работки на наследование
(НТМУ), определенное влияние
оказывает выбор температуры
промежуточного отпуска после
ВТМО. По данным ряда ра-
бот, чем выше температура
этого отпуска, тем ниже уро-
вень свойств после повторной
закалки и отпуска (рис. 98).
В частности, после промежуточ-
ного отпуска при 600—650 °C,
который проводится в цикле об-
работки по схеме НТМУ для
улучшения обрабатываемости
резанием и для выполнения операций холодной пластической де-
формации, свойства прочности и пластичности после повторной
закалки хотя заметно уступают полученным непосредственно
после ВТМО, но и в этом случае они выше, чем после обычной
закалки и отпуска. Так, если непосредственно после ВТМО и от-
пуска при 250 °C предел выносливости стали 55ХГР отвечает
— 620 МПа, то после повторной закалки и того же отпуска, что
и в первом случае, его величина — 570 МПа. Вместе с тем этот
эффект снижения свойств после промежуточного отпуска при
повышенных температурах оказывается менее значительным, если
до него провести низкотемпературный отпуск при 250 °C
(Д. И. Брон). Температура промежуточного отпуска перед повтор-
ной закалкой не играет существенной роли, если в сталь типа
55ХГР, как установили Д. А. Прокошкин, А. В. Супов
и А. Г. Рахштадт, введен в небольших количествах (—0,2%)
цирконий, который, как об этом указывалось выше, усиливает
закрепление дислокационной субструктуры. Поэтому в стали
указанного состава свойства после ВТМО и после повторной за-
калки (включая промежуточный высокий отпуск) оказываются
практически одинаковыми.
В ряде случаев, например, если после ВТМО и промежуточ-
ного отпуска необходима холодная пластическая деформация
209
(гибка, навивка и т. д.), то перед окончательной закалкой, как
и в условиях ПТМО, должен проводиться отпуск при 300—400 °C
для стабилизации субструктуры. Без такой стабилизации сталь
имеет практически такие же свойства, как и после обычной за-
калки и отпуска —пониженную прочность и пластичность. Это
объясняется тем, что холодная пластическая деформация нару-
шает субструктуру, созданную ВТМО, и при последующем на-
греве до температуры повторной закалки идет аннигиляция дисло-
каций, ставших в итоге нестабильными. После указанного выше
отпуска происходит стабилизация субструктуры, и тогда эффект
наследования оказывается достаточно полным.
Нужно указать, что дополнительное легирование стали сильно-
карбидообразующими элементами позволяет даже после допол-
нительной холодной пластической деформации и повторной за-
калки с низким отпуском сохранить, хотя и в меньшей степени,
чем без этого наклепа, положительный эффект от В ТЛЮ, так как
эти элементы замедляют процесс рекристаллизации.
Следовательно, при микролегировании сильнокарбидообразу-
ющими элементами растет не только термическая, но и «механи-
ческая» стабильность субструктуры, созданной ВТМО.
Влияние дополнительного легирования сильнокарбидообразу-
ющими элементами на комплекс механических свойств, за исклю-
чением предела упругости, невелико. Однако в реальных произ-
водственных условиях, когда режимы ВТМО или повторной, за-
калки могут колебаться в значительных пределах, роль до-
полнительного легирования может иметь первостепенное зна-
чение.
Поскольку после ВТМО сталь наряду с высокой прочностью
обладает повышенной (для высоких твердости и прочности) пла-
стичностью, возможно, как показано Д. А. Прокошкиным,
А. В. Суповым, В. А. Медведевым и А. Г. Рахштадтом, дополни-
тельное упрочнение последующей холодной пластической дефор-
мацией с небольшим обжатием. После деформации прокаткой
с обжатием 5 %, осуществленной за несколько проходов, у стали
55ХГР, предварительно подвергнутой ВТМО (деформация при
900—920 °C с обжатием 75 %, закалка с охлаждением в масле
и отпуск при 250 °C в течение 40 мин), заметно возрос предел
пропорциональности: от 1860 до 2240 МПа, но пластичность
(ф, %) снизилась с 36 до 21,6 %, хотя при разрушении образцов
и возникала шейка. Такое сочетание очень высокого предела
пропорциональности при заметной пластичности может иметь
важное значение для упругих элементов различного назначения.
Дополнительный отпуск при 250 °C не изменяет прочностных
характеристик стали, но повышает пластичность (ф, %) до 28 %,
которая уже близка к получаемой после ВТМО.
Таким образом, сочетание ВТМО и деформационного старения
мартенсита является перспективным методом упрочнения пру-
жинных сталей.
?10
ЁТО кремнистых стаЛей. Первое исследование высокотемнё*
ратурной термомеханической обработки кремнистых сталей было
проведено Д. А. Прокошкиным и Н. Сассу, а при варьировании
содержания углерода при постоянном содержании кремния и
марганца на уровне, принятом для рессорно-пружинных сталей
от 55С2 до 60С2, —М. Л. Бернштейном и В. И. Пустоваловым.
Установлено, что для кремнистых сталей оптимальные темпера-
тура и степень деформации соответствуют 950 °C и 25—50 %,
которые оптимальны и для стали 55ХГР. Однако при повышении
температуры деформации стали типа 60С2 до 1000 °C характери-
стики пластичности оказываются повышенными при ус-
ловии, если степень обжатия не превышает 50 %, так как
подобная сталь более склонна к рекристаллизации, чем сталь
55ХГР.
По данным М. Л. Бернштейна и В. И. Пустовалова, сталь
55С2 промышленной плавки после оптимального режима ВТМО
(температура 950 °C, степень обжатия 25 %) и отпуска при 250 °C,
1 ч имеет следующие свойства, полученные на образцах с «черной
поверхностью»: ав = 2480 МПа, сг0,2 = 2040 МПа, 6 = 5,1 %
и ф = 27 %. По данным В. А. Займовского, сталь 60С2 после
ВТМО по оптимальному режиму и отпуска при 300 °C имеет:
ов = 2550 МПа, о0}2 = 2300 МПа и 6 = 5%, тогда как после
закалки и отпуска при 300 °C ов = 2300 МПа, о0}2 = 2100 МПа
и 6 = 5 %. Примерно такой же уровень свойств получен и после
ВТМО в промышленных условиях.
В результате ВТМО кремнистой стали 55С2 возрастает и предел
выносливости. Так, после ВТМО и отпуска при 450 °C (HRC 45)
предел выносливости образцов с «черной поверхностью» составил
710 МПа, а таких же образцов после обычной закалки и отпуска
на равную твердость был заметно ниже — 610 МПа. В результате
ВТМО сильно возрастает малоцикловая выносливость (при о ==
= 780 МПа): с 150 000 после обычной закалки до 500 000 циклов
после ВТМО. Приведенные выше свойства стали 55С2 после
ВТМО не являются предельно высокими. Они могут быть по-
вышены при использовании метода так называемой дробной де-
формации (т. е. деформации при увеличенном числе проходов),
предложенной Д. А. Прокошкиным. В процессе дробной деформа-
ции формируется более совершенная полигонизованная субструк-
тура, чем при малом числе проходов. После ВТМО характер изме-
нения свойств кремнистых сталей при последующем отпуске
остается таким же, как и после обычной закалки. Наибольший
упрочняющий эффект от ВТМО сохраняется до 400 °C, а далее
заметно снижается. Однако даже после отпуска при 600—650 °C
сохраняется повышенный комплекс свойств, этот эффект вы-
является только при использовании «жестких» схем нагружения.
После ВТМО и отпуска при 350 °C у кремнистых сталей необра-
тимая отпускная хрупкость даже усиливается, при этом темпера-
тура порога хладноломкости не меняется.
211
Приведенные выше свойства сталей 55С2 и 60С2 получены
после ВТМО с деформацией при плоской прокатке. Как показано
О. И. Шавриным, весьма высокий уровень свойств может быть
получен и в условиях деформации поперечно-винтовой прокаткой
с обжатием примерно 20 %. Эта деформация осуществлялась на
специально разработанных О. И. Шавриным лабораторных и про-
мышленной установках, использующих нагрев ТВЧ. После такой
прокатки при ВТМО из-за анизотропии в развитии пластической
деформации упрочнение также оказывается анизотропным. При
испытании на растяжение свойства стали 60С2 после ВТМО
в указанных условиях деформации и отпуска при 315 °C соста-
вляют: ов = 2500 МПа, о0,2 — 2300 МПа, б = 4,5 % и ф = 37 %,
а после обычной закалки и такого же отпуска ов = 2300 МПа,
о0)2 = 2070 МПа, б = 3,2 % и ф = 23 %. После испытаний на
статическое кручение свойства стали после ВТМО (обжатие 25 %)
имели тот же уровень, что и после обычной закалки. В то же
время при определении предела выносливости в условиях круче-
ния ВТМО стали 60С2 обеспечивает значительное его повышение.
Максимум предела выносливости (т_х = 840 МПа) достигается
после ВТМО с обжатием ~30 % и отпуска при 380 °C. После обыч-
ной закалки при 860 °C и отпуска при 460 °C предел выносливости
отвечает ~640 МПа. Еще в большей степени ВТМО увеличивает
малоцикловую выносливость.
Если же изменить указанные условия деформации при ВТМО
на поперечно-винтовую прокатку с подпором, при которой в про-
цессе прокатки на сталь налагается крутящий момент, то тогда
рост упрочнения при статическом растяжении меньше, а упроч-
нение при испытании на кручение существенно больше. Если же
направление кручения при испытании будет обратным тому, в ко-
тором налагался крутящий момент при ВТМО, то прироста
прочности почти не отмечается [136]. Все эти данные свидетель-
ствуют об анизотропии упрочнения при ВТМО, зависящей от
схемы деформации. Из работ О. И. Шаврина с сотр. следует, что
основной вклад в анизотропию прочностных свойств при ВТМО
оказывает анизотропия формирующейся при этом субструктуры
[137]. Е1ри более однородной схеме деформации получаются и бо-
лее однородная структура и субструктура [138].
Таким образом, выбор оптимальной схемы деформации при
ВТМО определяется условиями службы упругих элементов.
Необходимо, чтобы направление, в котором достигается наиболь-
шее упрочнение при ВТМО, совпадало с направлением действия
максимальных напряжений в упругих элементах. Из многих
возможных вариантов улучшения свойств стали на основе исполь-
зования ВТМО несомненный практический интерес представляет
следующий. По данным М. Л. Бернштейна, В. А. Займовского,
В. М. Семенова, упрочняющий эффект ВТМО можно сохранить
при последующем нагреве даже до 600 °C, если этот нагрев будет
выполнен с большой скоростью. В этом случае свойства стали
будут соответствовать получаемым после ВТМО и отпуска при
450 °C обычной^продолжительности. Однако при температуре
600 °C, используя скоростной электронагрев, можно производить
гибку или навивку пружин и тем самым использовать «прямой»
эффект ВТМО. Опыт Кутаисского автозавода показывает, что
после ВТМО прутков и последующей навивки из них пружин
последние приобретают существенно большую релаксационную
стойкость; это проявляется в резком (в 5—7 раз) уменьшении
осадки пружин.
После ВТМО кремнистой стали может быть осуществлена
обработка, основанная на эффекте наследования. Сталь 60С2
после ВТМО, промежуточного отпуска при 650 °C, повторной
закалки при 870—880 °C и отпуска при 300 °C сохраняет повы-
шенное упрочнение. Если после ВТМО в условиях плоской про-
катки ов = 2550 МПа, о0,2 = 2300 МПа и 6 = 5%, то после
НТМУ ов = 2400 МПа, cf0j2 — 2200 МПа и 6 = 5 %. После обыч-
ной закалки и отпуска при 300 °C ов = 2300МПа, o0j2 = 2100 МПа
и 6 = 5 %.
По данным О. И. Шаврина, подобный эффект насле-
дования наблюдается и после деформации поперечно-винтовой
прокаткой в процессе ВТМО. При этом та анизотропия свойств,
которая была получена после ВТМО, сохраняется и после фазовой
перекристаллизации в цикле НТМУ. Поэтому приведенные выше
соображения о выборе схемы деформации при ВТМО с учетом
службы будущих изделий справедливы и для НТМУ. Как уже
отмечалось, при рассмотрении сталей типа 55ХГР введение сильно-
карбидообразующих элементов повышает уровень механических
свойств и после ВТМО, и после НТМУ. Введение в кремнистую
сталь типа 60С2 таких элементов, как ниобий, ванадий и цирко-
ний, позволяет значительно повысить ее прочность в результате
ВТМО и НТМУ [139]. Так, после ВТМО и отпуска при 300 °C
временное сопротивление и предел текучести этих сталей по срав-
нению с обычной закалкой и отпуском возрастают в среднем на
300—400 МПа. В стали 60С2 без дополнительного легирования
прирост прочности в результате ВТМО меньше (200—250 МПа).
Однако главное достоинство микролегирования сильнокарбидо-
образующими элементами заключается в расширении температур-
ного интервала деформации и ее степени в условиях ВТМО,
а также продолжительности последеформационной выдержки,
что объясняется большей устойчивостью формирующейся суб-
структуры и соответственно меньшей ее склонностью к пере-
стройке по рекристаллизационному механизму. Именно с устой-
чивостью субструктуры в сталях, микролегированных сильно-
карбидообразующими элементами, связано более полное проявле-
ние наследования в условиях повторной фазовой перекристалли-
зации при НТМУ.
Ниже представлена зависимость [140] механических свойств
стали 60С2Ф от степени деформации при ВТМО и отпуске при
212
213
400 °C, 1 ч (числитель) и после повторной закалки с 900 °C и от-
пуска при 400 °C, 1 ч (знаменатель):
Степень деформа-
НИИ, % 0 20 30 40 50
ав, МПа 1800 2000 2100 2200 2200
— 1800 1850 2100 2180
о0;2, МПа - - . 1750 1900 2050 2150 2100
— 1780 1800 1950 2080
6, % 4,5 5 5 6 5
— 7 5 8 7
ф, % 20 20 25 27 24
42 40 35 30
Как следует из приведенных данных, повторная закалка
900 °C и последующий отпуск при 400 °C обеспечивают практи-
чески такой же уровень прочности, но при более повышенной пла-
стичности, которыми эта сталь обладала непосредственно после
предварительно проведенной ВТМО и того же отпуска при 400 °C.
Свойства, полученные после НТМУ, намного выше, чем после
обычной закалки и отпуска х. Важно, что после термомеханиче-
ского упрочнения сталь типа 60С2Ф обладает и более высокими
значениями предела выносливости. Так, после ВТМО ===
= 930 МПа, после НТМУ а_х = 900 МПа, а после обычной за-
калки и отпуска а_х = 830 МПа. Преимущество стали типа 60С2Ф
после указанных видов термомеханического упрочнения оказы-
вается еще большим при определении предела выносливости на
образцах с концентратором напряжений.
С повышением температуры отпуска после ВТМО и НТМУ
эффект улучшения механических свойств по сравнению с обычной
закалкой постепенно уменьшается и после отпуска при 450 °C
свойства стали, определяемые при испытании на статическое
растяжение, оказываются после указанных видов упрочняющей
обработки практически одинаковыми. Однако и после повышен-
ных температур отпуска свойства стали, предварительно под-
вергнутой термомеханическому упрочнению, но определяемые
в условиях жестких способов нагружения, будут заметно выше,
чем после обычной закалки и того же отпуска. По данным С. А. Гу-
сейнова, ударная вязкость образцов из стали 60С2Ф с наведенной
трещиной усталости после упрочнения по схеме НТМУ и отпуска
при 600 °C составляет 100 кДж/м2, а после обычных закалки и
отпуска 60 кДж/м2; критерий Ирвина для плоскодеформирован-
ного состояния (Glc) в первом случае в 3 раза больше, чем во вто-
ром. Это свидетельствует о сохранении влияния полигонизован-
1 Гусейнов С, Н. Исследование термомеханического упрочнения автомобиль-
ных пружин. Автореф. канд. дис. М., 1973.
214
ной субструктуры в стали после термомеханического упрочнения
и в условиях повышенных температур отпуска. Об устойчивости
субструктуры стали после этого упрочнения, влияющей на про-
цессы карбидообразования при отпуске, свидетельствует и более
высокая ее релаксационная стойкость. Так, по данным
С. А. Гусейнова, релаксационная стойкость стали типа 60С2Ф
после НТМУ и отпуска при 400 °C в 3 раза больше, чем после
обычной закалки и отпуска. Наконец, еще одним важным уже
в технологическом отношении следствием повышения стабиль-
ности субструктуры кремнистой стали в результате ее микро-
легирования ванадием является возможность использования на-
грева в печи до температуры повторной закалки в цикле обра-
ботки по схеме НТМУ, тогда как в нелегированной кремнистой
стали в этом случае, как и в стали 55ХГР и 50ХГ, необходим уско-
ренный нагрев при повторной закалке.
ВТМО хромомарганцевых сталей. Подробное исследование
влияния ВТМО на свойства хромомарганцевых сталей выпол-
нено М. Л. Бернштейном и В. И. Пустоваловым. Они показали,
что в этих сталях более интенсивно, чем в кремнистых, во время
ВТМО развиваются процессы рекристаллизации. Наиболее высо-
кий комплекс механических свойств достигается после ВТМО
при 900 °C с обжатием 25—50 %. После такой обработки и от-
пуска при 250 °C, 1 ч сталь 50ХГ (0,48 % С; 0,45 % Мп; 1,10 Сг)
имеет ов = 22504-2350 МПа, o0j2 = 19604-2010 МПа, 6 = 34-4
и ф = 104-15 %, тогда как после обычной закалки и низкого
отпуска эта сталь разрушается хрупко. Характер изменения
свойств хромомарганцевых сталей, подвергнутых ВТМО, в зави-
симости от температуры отпуска такой же, как и после обычной
закалки. При равной пластичности (ф = 204-25 %) упрочнение
стали 50ХГ в результате ВТМО оказывается примерно на 20 —
25 % выше, чем после обычной закалки.
Положительное влияние ВТМО на механические свойства
хромомарганцевых сталей выявлено и при испытании стали 50ХГ
промышленной плавки. После ВТМО по оптимальному режиму
(температура 900 °C, степень обжатия 25 %) и отпуска при 250 °C,
1 ч сталь имеет ов = 2160 МПа, о0}2 = 1960 МПа, 6 = 6 % и ф =
= 25 %, т. е. по прочности она уступает стали 55С2 и 60С2. При-
рост ов стали 50ХГ при ф’ = 25 % довольно значителен и соста-
вляет 490—690 МПа по сравнению с временным сопротивлением
после обычной закалки.
Изменение свойств стали 50ХГА после ВТМО в зависимости
от температуры отпуска показано на рис. 99. Величина ударной
вязкости стали 50ХГА после ВТМО почти в 2 раза больше, чем
после обычной закалки; необратимая хрупкость, в отличие от
стали 55С2, заметно ослабляется и почти на 80 °C снижается тем-
пература порога хладноломкости.
Применение ВТМО сильно повышает также усталостную проч-
ность стали 50ХГА. Предел выносливости о_х «черных» образцов
215
б, МПа
2700 Г"
$8
2300
1900
HRC
' Я
&о,.
&5ОХГА
О55С2
10
5
О
HRC
H 60
90
20
99. Влияние температуры отпуска на
Рис. ....................... „
свойства сталей 50ХГА и 55С2 после ВТМО,
деформация 25 % (М. Л. Бернштейн и
В. И. Пустовалов)
О
200 300 900 500 °C
возрастает с 540 до 620 МПа, а ограниченная долговечность при
о = 690 МПа —с 350 000 до 700 000 циклов. После применения
дробеструйной обработки ограниченная долговечность стали 50ХГ,
подвергнутой ВТМО и отпуску при 450 °C, при о = 880 МПа
возросла до 1 500 000 циклов по сравнению с 350 000 циклов
для образцов после обычной закалки и того же отпуска. При
этом предел выносливости стали 50ХГ после ВТМО и дробеструй-
ной обработки достиг 880 МПа, и для хромомарганцевой рессорно-
пружинной стали 50ХГА при-
менение ВТМО бесспорно яв-
ляется весьма эффективным ме-
тодом упрочнения.
ТМО стали 50ХФА. Свой-
ства стали 50ХФА, широко
применяющейся для изготовле-
ния разнообразных пружин,
изучали после применения тер-
момеханической обработки по
технологическим схемам ВТМО
и ПТМО.
В. И. Щербаковым и
О. И. Шавриным была изучена
ВТМО стали 50ХФА в усло-
виях волочения. ВТМО выпол-
няли на специальной установке
с нагревом заготовок т. в. ч.
до 920 °C, волочение прово-
дили со скоростью 3,8 м/мин при
оптимальной степени деформа-
ции 20 % с последующим ох-
лаждением в глицерине и от-
пуском при 240 °C. Однако ВТМО в этих условиях не улучшила
свойств стали. Правда, после отпуска при 300 °C прочность стали
50ХФА после ВТМО оказалась выше при почти равной пластич-
ности по сравнению с получаемыми
пуска при 300 °C.
после обычной закалки и от-
ВТМО +
4- отпуск
300 °C
Закалка 4-
4- отпуск
300 °C
ав, МПа . ................ 1970 1810
а02, МПа.................................. 1900 1670
6,’ % . ............................... 5,4 6
% ............................. 29 35
После ВТМО в указанных выше условиях: промежуточного
отпуска при 650 °C, повторной закалки при 860 °C, 2 мин с охла-
ждением в масле и отпуска при 240 °C комплекс механических
свойств оказался еще выше как по прочности, так и по пластич-
ности: ов = 2150 МПа, о0,2 = 1900 МПа, 6 = 7% и ф = 40 %
216
1
По сравнению с достигнутым после «прямой» ВТМО и отпуска
при 240 °C или обычной закалки и того же отпуска.
ВТМО стали^бОХФА с применением деформации прокаткой
также обеспечивает повышение механических свойств. По данным
В. П. Копалейшвили, после ВТМО по режиму: температура на-
грева 880 °C, степень деформации 32 %, охлаждение в масле
и отпуск при 200 °C ов = 2180-н2330 МПа, ф = 12н-28 %, что
соответствует уровню свойств, достигаемых после применения
других, описанных выше, способов деформации при выполнении
ВТМО.
Эффективным методом упрочнения пружинной проволоки из
стали 50ХФА является процесс типа ПТМО, предложенный
Н. И. Поповым. Он состоит из предварительного патентирования
на нижний бейнит (температура превращения 420 °C), холодной
деформации с обжатием около 80 %, скоростном электроконтакт-
ном нагреве (50 °С/с)до температуры 900 °C с охлаждением сначала
в свинцовой ванне (второй контакт) с температурой 320 °C, а затем
в масле. В случае такой исходной структуры и скоростного на-
грева до температуры закалки происходит быстрое растворение
карбидов с образованием сегрегаций, что способствует более пол-
ному наследованию субструктуры, созданной предшествующей
деформацией \ Таким образом, наследование субструктуры и сте-
пень растворения карбидов взаимосвязаны между собой. После
дополнительного отпуска при 200 °C сталь 50ХФА обладает сле-
дующими механическими свойствами: ов = 2350 МПа, ф = 42-ь
+44 %, тогда как временное сопротивление разрыву после обыч-
ной закалки (без предварительной деформации) равно 2060 МПа.
На стали 67Х05Ф, предложенной Н. И. Поповым взамен 50ХФА
с целью ускорения промежуточного превращения аустенита в ниж-
ний бейнит в процессе предварительного бейнитирования, после
ПТМО по указанному выше режиму и скоростного отпуска при
470—500 °C, 30 с на проволоке диаметром 1,4 мм достигаются
следующие механические свойства: ов = 1730 +1830 МПа, ф —
= 50 -7-52 %, число гибов 12—13, число скручиваний 18—20,
что выше требований ГОСТа. Таким образом, метод ПТМО пред-
ставляется весьма эффективным для упрочнения пружинной про-
волоки.
ВТМО стали 45ХН2МФА. Сталь 45ХН2МФА широко при-
меняется в промышленности для изготовления ответственных
упругих элементов, которые наряду с высоким комплексом меха-
нических свойств при статическом нагружении должны обладать
высокой циклической прочностью. В связи с этим И. Л. Кукляк,
О. Н. Романивым, Г. И. Черепановой, Е. В. Астафьевой
и Е. Д. Цыпкиной была опробована высокотемпературная термо-
механическая обработка этой стали. ВТМО проводили в условиях
1 В процессе нагрева происходит стабилизация субструктуры за счет вы-
держки при 450 °C (в ванне первого контакта).
217
контактного электронагрева (скорость нагрева 10 °С/с, темпера-
тура нагрева 900 ± 10 °C, продолжительность выдержки 5 мин)
и деформации кручением, поскольку некоторые из упругих эле-
ментов также работают на кручение Ч После закалки от темпе-
ратуры деформации проводили низкий отпуск при 100—200°С.
Показано, что в результате ВТМО статическая прочность стали
45ХН2МФА практически не возрастает, тогда как пластичность
(удельный пластический сдвиг наружных волокон) более чем
в 1,5 раза выше по сравнению с обычной закалкой и таким же от-
пуском (200 °C).
Оптимальная пластичность достигнута в результате ВТМО
с деформацией кручением, оцениваемой по величине удельного
пластического сдвига наружных слоев образца: у = 1,4 ч- 1,6.
Важно, что после ВТМО в указанных условиях существенно
повысилась усталостная прочность. Так, предел выносливости
на базе 107 циклов (испытание в условиях пульсирующего круче-
ния при частоте 40 Гц) после ВТМО и отпуска при 200 °C достиг
980 МПа вместо 880 МПа после закалки в тех же условиях нагрева,
что и при ВТМО (т. е. после электроконтактного нагрева и от-
пуска при 200 °C). Существенно, что ВТМО стали 45ХН2МФА,
как и стали 55ХГР, привела к увеличению малоцикловой вы-
носливости. Испытания на усталость после ВТМО и отпуска при
200 °C с последующим заневоливанием с k = 0,4 (значение k =
= Фпц/фзан) привели к увеличению предела выносливости до
1060 МПа. После закалки (при контактном электронагреве, как
и при ВТМО), отпуска при 200 °C и заневоливания также при
k = 0,4 величина предела выносливости составила 960 МПа.
Таким образом, применение ВТМО для пружинных сталей
разных составов (55ХГР, 50ХГА, 60С2, 60С2Ф, 50ХФА и
45ХН2МФА) дало один и тот же важнейший результат — повыше-
ние пределов упругости (пропорциональности), выносливости
и малоцикловой усталости. Поэтому несомненна целесообраз-
ность применения ВТМО для пружин и других упругих элементов.
ВТМО средне- и высоколегированных углеродсодержащих пру-
жинных сталей. По данным Д. А. Прокошкина, А. В. Су-
пова, М. Л. Бернштейна, В. П. Канева и др., наибольшая эффек-
тивность от ВТМО достигается в стали, содержащей сильнокар-
бидообразующие элементы (хром, молибден, ванадий, цирконий,
ниобий и др.).
Была изучена ВТМО хромомолибденованадиевых сталей раз-
ной степени легированности (табл. 29), на которых ранее были
определены сопротивления малым и большим пластическим де-
формациям, а также интенсивность развития неупругих эффектов
после двойной термической обработки.
1 По данным О. Н. Романива, для повышения статической прочности и пла-
стичности в результате ВТМО следует добиваться соответствия между направле-
нием деформирования и направлением последующего нагружения.
218
ТАБЛИЦА 29. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОТПУСКА
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ХРОМОМОЛИБДЕНОВ АНАДИЕВЫХ
СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ВТМО, ОБРАБОТКИ ХОЛОДОМ
ПРИ -70 °C, 2 Ч И ОТПУСКА
Марка стали о к св с % и о св с А о о св с £ Ef к о св к S л о о о О св с О О о о о «3 св с О О *О О св с % л о о о *о Ь
50ХМФ 200 2020 1690 1570 1320 640 9,0 40 — —
300 1760 1540 1450 1520 705 10,0 42 — —
400 1670 1420 1360 1470 930 10,5 37 — —
500 1630 1400 1370 1500 590 12,0 36 — —
550 1680 1430 1390 1490 410 12,0 43 — —
600 1720 1560 1490 1440 410 10,8 50 — —
50ХЗМФ 200 2220 1860 1750 1160 560 8,7 32 изо 560
300 1960 1620 1570 1320 785 8,2 33 1280 815
400 1890 1670 1470 1450 1050 8,9 35 1430 715
500 1860 1700 1450 1060 480 9,5 33 1180 520
550 1950 1730 1600 1150 510 11,6 35 1000 440
600 1920 1690 1550 1290 400 9,5 37 1200 540
50Х5МФ 200 2380 1780 1720 930 440 9,5 31 1050 540
300 2040 1700 1650 1270 735 9,2 28 1370 725
400 2040 1760 1650 1370 1060 9,0 26 1420 785
500 2220 1800 1690 775 245 7,5 22 1230 420
550 2210 1960 1860 680 285 7,7 29 690 265
600 1790 1840 1620 1060 345 8,5 38 1270 540
50Х5СМФ 200 2460 1840 1790 1000 540 8,4 26 980 490
300 2290 2040 1870 1310 850 8,4 29 1430 930
400 2280 2080 1860 1530 1150 7,5 24 1600 1180
500 2390 1940 1750 785 295 4,0 16 1300 570
550 2550 2230 2040 650 265 2,1 — 670 285
600 2470 2190 2040 1070 400 4,5 29 1270 510
50Х5СМЗФ 200 2510 1810 1750 1100 530 2,9 10 1040 540
300 2300 2070 1970 1590 1000 3,2 11 1520 980
400 2380 2130 2000 1770 1350 2,4 14 1670 1220
500 2300 2210 2110 1090 440 0,7 6 1370 900
550 2450 2300 2200 705 315 — — 665 315
600 2400 2300 2210 1020 324 0,4 7,5 1180 490
* Сопротивление малым и микропластическим деформациям после ВТМО с ис-
пользованием эффекта наследования.
Основные параметры ВТМО — температура и степень дефор-
мации — были установлены на сталях 50ХМФ, 50ХЗМФ и
50Х5МФ: температура аустенитизации 1100 °C, температура де-
формации 1050 °C и степень деформации прокаткой 25—50 %.
При этом с ростом степени легированности стали изменение ее
механических свойств в зависимости от колебания параметров
процесса ВТМО заметно уменьшается, что свидетельствует о боль-
шей стабильности субструктуры, созданной при использовании
этого метода упрочнения.
219
В табл. 29 приведены механические свойства хромомолибдено-
вых сталей после ВТМО в зависимости от температуры последу-
ющего отпуска.
Как следует из табл. 29, ВТМО повышает ов, о0,2 и апц> причем
наиболее сильно после отпуска при 200 °C. __
Однако субструктура стали, формирующаяся’^результате
ВТМО, оказывает наибольшее влияние на сопротивление микро-
и малым пластическим деформациям, причем с уменьшением до-
пуска на остаточную деформацию эффективность термомехани-
ческого упрочнения|]растет (табл. 29). Поэтому и коэффициент
Рис. 100. Гистерезис сталей 50ХМФ
(/), 50ХЗМФ (2) и 50Х5МФ (3) после
ВТМО при 1050 °C, деформация 50 %,
обработка холодом при —70 °C, 2 ч,
отпуск при 400 °C
упрочнения в области ми-
кропластической деформации
стали после ВТМО оказы-
Рис. 101. Кривые деформации стали
50Х5СМФ после различных обработок:
1 — ВТМО при 1050 °C, деформация 50 %,
отпуск при 400 °C; 2 — ВТМО, повторная
скоростная закалка с 1050 °C, отпуск при
400 °C; 3 — после закалки с 1050 °C и отпу-
ска при 400 °C (после ВТМО и закалки про-
водилась обработка холодом при —70 °C,
2 ч)
вается значительно более высоким, чем после обычной закалки.
При этом чем выше степень легированности, тем больше и коэф-
фициент упрочнения в этой же области деформации.
Максимум сопротивления малым пластическим деформациям
стали после ВТМО, как и после обычной закалки, достигается
после отпуска при 400 °C.
Сопоставление величины сопротивления малым и микропла-
стическим деформациям показывает, что при ВТМО влияние леги-
рования на указанные свойства исследованных сталей меньше,
чем при обычной закалке. Это означает, что преимущественное
влияние на сопротивление сталей малым и микропластическим
деформациям оказывает структурное состояние, которое фикси-
руется в результате ВТМО.
ВТМО также увеличивает сопротивление обратимому движе-
нию дислокаций, что проявляется в уменьшении ширины петли
упругого гистерезиса по сравнению с получаемой при обычной
закалке (рис. 100).
Улучшение характеристик сопротивления микро- и малым
пластическим деформациям может быть достигнуто и после термо-
220
механической обработки с использованием эффекта наследования,
осуществляемой по схеме: ВТМО (температура деформации
1050 °C, степень обжатия 50 %), отпуск при 680 °C, повторная
закалка с 1050 °C и обработка холодом.
Как видно из рис. 101, в этом случае предел упругости хотя
и ниже, чем непосредственно после ВТМО, но все же существенно
выше, чем после обычной закалки. Однако с ростом степени леги-
рованности стали вследствие увеличения стабильности суб-
структуры уменьшается разница в значениях предела упру-
гости, получаемых при ВТМО по этим двум технологическим
схемам.
Как показали эксперименты, эффект улучшения свойств при
использовании НТМУ зависит от условий повторной закалки,
в частности от скорости нагрева и выдержки при температуре
закалки. Выдержка должна быть достаточной для полного рас-
творения в аустените избыточных фаз, но при этом не должно
происходить огрубления субструктуры и роста зерна. Для стали
50Х5СМФ оптимальная выдержка при 1050 °C составляет 5 мин
(нагрев в соляной ванне).
Анализ свойств пружинных сталей общего назначения показы-
вает, что при соответствующем их составе и структурном состо-
янии можно получить высокие значения сопротивления микро-
и малым пластическим деформациям, определяющим основные
характеристики пружин.
Для достижения высокого сопротивления микро- и малым
пластическим деформациям углеродистые стали должны содержать
повышенное количество углерода (обычно 0,8—1,0 %), а в леги-
рованных сталях при содержании 0,4—0,6 % С должны присут-
ствовать карбидообразующие элементы — марганец, хром, вана-
дий, молибден и др.
Наибольший уровень прочностных свойств достигается
в случае введения этих элементов в кремнистые стали.
Весьма эффективным оказалось и микролегирование ста-
лей таким поверхностно-активным элементом, как бор, а также
таким р. з. м., как цирконий, особенно при использовании
ВТМО.
Легирование пружинных сталей наряду с повышением предела
упругости обеспечивает улучшение релаксационной стойкости.
Кроме того, подбором режима термической обработки можно полу-
чать различные соотношения характеристик прочности и пластич-
ности при достаточном сопротивлении хрупкому разрушению,
а также значительно улучшить технологические свойства и рас-
ширить возможности применения разных вариантов термомехани-
ческой обработки.
Перспективным для изготовления пружин является исполь-
зование мартенситно-стареющих сталей, в которых упрочнение
достигается совмещением мартенситного превращения с диспер-
сионным твердением.
221
Существенное улучшение свойств стальных пружин может
быть достигнуто в результате использования методов поверхно-
стной обработки, особенно электрополирования [141].
Рассмотренные пружинные стали — это стали общего назначе-
ния, и даже наиболее высоколегированные из них 1 — имеют низ-
кую коррозионную стойкость; это очень большой недостаток.
Поэтому из них нельзя изготавливать упругие элементы, работа-
ющие в условиях высокой влажности и тем более в агрессивных
средах, так как коррозия ведет к снижению механических свойств
и часто происходит коррозионное растрескивание. Кроме того,
коррозия вызывает снижение малоцикловой выносливости и пре-
дела выносливости, истинную величину которого не удается
определить, поскольку усталостная прочность в этом случае с ро-
стом числа циклов непрерывно снижается. Особенно опасно
воздействие коррозии для упругих элементов, подверженных
изгибу или кручению, так как максимальные напряжения возни-
кают в более сильно поврежденном поверхностном слое. Защита
поверхности упругих элементов, работающих в условиях высокой
влажности (тропический климат), гальваническими покрытиями
предупреждает коррозию, однако при этом повышается их хруп-
кость из-за неизбежного наводороживания, в том числе и в про-
цессе подготовительных операций травления. По данным
С. О. Цобкалло, А. С. Малейной и Э. С. Брука, снижаются модуль
и предел упругости и растут величины прямого и обратного упру-
гого последействия. Подробные данные о наводороживании стали
при осаждении гальванических покрытий приведены в монографии
С. М. Белоглазова 1142], а о влиянии наводороживания на свой-
ства стали — в работе [981.
С целью обезводороживания пружины с покрытием рекомен-
дуется нагревать при 150—250 °C в течение 1—2 ч, лучше в ва-
кууме 1,33—0,13 Па. Из стальных пружин с кадмиевым покры-
тием водород удаляется сравнительно быстро, и хрупкость устра-
няется почти полностью, так что пластичность и вязкость пружин
после покрытия и отпуска практически такие же, как и в исход-
ном состоянии. В пружинах с цинковыми покрытиями обезводо-
роживание идет значительно медленнее.
Отмеченное выше ухудшение свойств пружин обусловлено
влиянием остаточных напряжений и, главное, низкими прочно-
стными свойствами гальванически осажденного слоя из кадмия,
олова, цинка и т. д.
Кроме того, при гальванических покрытиях увеличивается
релаксация напряжений в условиях статического или цикличе-
ского нагружений, а также снижается усталостная прочность.
Поэтому наряду с металлическими гальваническими покрытиями
1 Исключение составляют мартенситно-стареющие стали с высоким содер-
жанием хрома, являющиеся нержавеющими.
222
Для пружин применяют оксидирование, фосфатирование часто
с последующей пропиткой кремнийорганической гидрофобной
жидкостью. Эти покрытия не вызывают хрупкости и практически
не влияют на сопротивление малым пластическим деформациям.
Однако они обладают защитными свойствами только в атмосфер-
ных условиях и непригодны для работы в более агрессивных
коррозионно-активных средах.
Наконец, нельзя использовать стальные пружины с защит-
ными гальваническими покрытиями для работы при повышенных
температурах, когда возможно оплавление этих покрытий, что
может привести к катастрофическому падению прочности. Поэтому
единственный и наиболее эффективный путь получения корро-
зионностойких пружин — это применение высоколегированных
нержавеющих сталей.
Часть третья
ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
СПЕЦИАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ
Эти сплавы подразделяют на коррозионностойкие, теплостой-
кие, элинварные и высокоэлектропроводные. По составу и тер-
мической обработке некоторые сплавы могут быть одновременно
отнесены к нескольким группам. В частности, многие сплавы на
основе систем Fe — Ni — Сг или Ni — Сг являются коррозионно-
стойкими и в то же время теплостойкими и магнитными. По-
скольку имеется известная универсальность в возможном исполь-
зовании таких сплавов, в дальнейшем изложении во избежание
излишних повторений они рассматриваются только в одной из
групп; при описании других групп лишь сообщается о возможном
применении этих сплавов.
Глава VIII
КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ (НЕРЖАВЕЮЩИЕ)
ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ1
Химический состав коррозионностойких пружинных сталей
и сплавов приведен в табл. 30.
Из нержавеющих сталей изготовляют пружины и упругие
чувствительные элементы регулирующих устройств, машин и
приборов, работающих в условиях тропического климата, в атмо-
сфере пара, морской воды и других сильно агрессивных средах.
Такие пружины более надежны в эксплуатации, чем пружины
с гальваническими покрытиями, поскольку последние не гаран-
тируют надежной защиты и их нельзя использовать при нагреве.
Кроме того, покрытия снижают уровень свойств пружин.
1. СТАЛИ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА
Из этих сталей наиболее широко применяют высокохромистые,
достаточно стойкие в атмосфере воздуха, воды, пара и слабо-
окисляющих средах. Высокие механические свойства эти стали
приобретаю'!' в результате мартенситного превращения при за-
1 Подробные данные о коррозионной стойкости разнообразных сталей и
сплавов в агрессивных средах приведены в монографии Г. Я. Воробьева [143].
Однако надо учитывать, что потеря предела упругости, ухудшение релаксацион-
ной стойкости, вариации и линейности наступают раньше коррозионного по-
вреждения по «классическим» критериям.
224
калке, а также перераспределения дислокаций и выделения дис-
персных частиц (или карбонитридов) при отпуске.
Для изготовления пружин чаще всего используют стали
типа 30X13 и 40X13 и реже 14Х17Н2. В D1N 17224 рекомендуется
сталь с меньшим содержанием углерода (0,17—0,22 %) типа
Х20Сг13, близкая к 20X13. Фирма Sandvik применяет сталь
7С17Мо2 (0,35 % С; 13,5 % Сг и 1,3 % Мо).
Температура отпуска, °C
Рис. 102. Зависимость свойств стали 30X13 после закалки с 1050 °C и отпуска
с охлаждением на воздухе. Время выдержки при отпуске 1ч (/) и 300 ч (2)
Пружины из стали 30X13 или 40X13 после холодной (или
горячей) навивки или штамповки закаливают с 980—1070 °C;
наиболее высокие свойства достигаются после закалки с 1000—
1050 °C. Повышение температуры закалки до 1100—1150 °C,
когда карбиды хрома практически полностью растворяются,
нецелесообразно, поскольку при этом происходит ускоренный
рост зерна и резко увеличивается количество остаточного аусте-
нита в закаленной стали.
Высокая устойчивость переохлажденного аустенита сталей
30X13 и 40X13 позволяет выполнять закалку с охлаждением
в масле или на воздухе. Сталь 30X13 рекомендуется охлаждать
в масле, а сталь 40X13 — также и на воздухе. Достоинством ста-
лей 30X13 и 40X13 является их очень высокая прокаливаемость,
что позволяет изготовлять и подвергать термической обработке
пружины больших сечений.
Влияние отпуска на свойства стали 30X13 показано
на рис. 102. Высокие свойства стали 30X13, как и 40X13, дости-
гаются после отпуска при 450 °C, когда, по данным А. Л. Се-
8 Рахштадт А. Г. 225
ТАБЛИЦА 30. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, %, КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ ПРУЖИННЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Марка стали (сплава) С Si Мп Сг Ni Мо Ti Другие элементы
Стали мартенситного класса
20X13 0,16 — 0,24 <0,6
30X13 0,25 — 0,34 <0,6
40X13 0,35 — 0,45 <0,6
14Х17Н2 0,11—0,17 <0,8
12,0—14,0
12,0—14,0
12,0—14,0
16,0—18,0
1,5—2,5
Аустенитные стали, упрочняемые наклепом
12Х18Н9 12Х18Н9Т <0,12 <0,12 <0,8 <0,8 <2,0 <2,0 17,0—19,0 17,0—19,0 8,0—10,0 8,0—9,5 — 5С—0,8 —
12Х18Н10Т <0,12 <0,8 <2,0 17,0—19,0 9,0—11,0 -— 5С—0,8 —
17Х18Н9 0,13 — 0,21 <0,8 <2,0 17,0—19,0 8,0—10,0 — — —
12R10 *4 0,10 — — 18,0 9,0 — — —
10R52 0,08 — — 17,5 9,0 1,5 — —
6R60 *4 0,06 — — 17,5 12,6 2,а — —
12R10 0,10 — — 18,0 9,0 — — —
11R51 *4 0,09 — — 17,0 8,0 0,7 — —
11RM10 *4 0,09 — 6,0 16,7 4,5 — — —
11RM10 ** 0,09 — 6,0 16,7 4,5 — — —
37Х12Н8Г8МФБ 0,34 — 0,40 0,3 — 7,5 —8,5 11,5—13,5 7,0—9,0 1.1 —1,4 — 1,25—1,55 V;:
0,8 <0,2Nb
Х18Н9СМР (ЭП414) *2 <0,12 0,8 — 1,5 1,2 — 2 17 — 20 8 — 11 0,7 —1,2 — 0,001 — 0,02 В;. 0,05 — 0,15 Се
А у стенитно-мартенситные стали, упрочняемые фазовым наклепом и дисперсионным твердением
09Х15Н8Ю <0,09 <0,8 <0,8 14,0—16,0 7,0—9,4 — — 0,7 —1,3 А1
09Х17Н7Ю1 <0,09 <0,8 <0,8 16,5—18,0 6,5—7,5 — — 0,7 —1,1 А1
08Х17Н5МЗ 0,06 — 0,10 <0,8 <0,8 16,0—17,5 4,5—5,5 3,0—3,5 — —
06Х16Н7М2Ю *3 (ЗИ65) <0,09 5=0,7 <0,7 15,0—16,5 6.5—7,5 1,0-2,0 — 1,0—2,0 А1
Х17Н4МД (ЭП587) <0,10 <0,7 <0,7 16,0—17,0 3,8—4,8 1,0 —2,0 — 0,8 — 1,8 Си
17ХНГТ (ЭИ814) *4 <0,05 <0,6 0,8—1,2 16,5—17,5 6,5—7,5 — 0,80—1,20 <0,5 А1 <0,5 А1
0Х7Н13ГТ (ЭИ810) *4 <0,05 <0,6 0,8—1,2 12,5—14,0 6,0—7,5 — 0,75—1,10
17-7РН 0,09 1,0 1,0 17,0 7,1 — — 1,0 А1
17-4РН 0,05 0,3 0,6 17,0 4,0 — — 3,9 Си
РН15-7МО 0,09 1,0 1,0 15,0 7,0 2,5 — 1,0 А1
РН14-8МО 0,02 — 0,05 1,0 1,0 14,5 8,5 2,25 — 0,75 — 1,50 АВ
АМ-350 0,10 0,25 0,8 16,5 4,3 2,75 — 0,10 N
АМ-355 0,13 0,25 0,95 15,5 4,3 2,75 — 0,10 N
АМ-357 0,21—0,26 0,5 0,50—1,25 13,5 — 14,5 4,0—5,0 2,5-3,25 — 0,10 N
АМ-359 0,17 — 0,21 0,5 0,50—1,25 13,5 — 14,5 6,7 2,5-3,25 — 0,8 — 1,35 А1
FV-520 (S) 0,04—0,08 0,6 0,8—1,8 15,3—16,0 5,0 —5,8 1,2—2,0 0,2 1,5 —2,2 Си;
Нержавеющая W 0,12 0,25 0,95 17,0 7,0 — 1,0 1,0 А1; 0,2 №
сю 03Х12Н10Д2Т *5 <0,03 <0,1 <0,1 11,5—12,5 10,0—11,0 — 1,0 —1,4 0,1—0,3 NbJ 1,8—2,1 Си
04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832) *6 <0,04 <0,2 <0,2 10,5 — 12,5 8,5—9,5 1,5—2,2 0,8 —1,2 0,8 —1,2 А1; 1,7 —2,2 Си
04Х14К13Н4МЗТБВ-ВД (ЭП767) *7 <0,04 <0,2 <0,2 13,5 — 15,0 3,8—4,8 2,6—3,2 0,2—0,5 <0,15 V; 0,3 — 0,15 W; 13,0—14,0 Со; <0,01 Се
Н16К4М5Т2Ю (ЗИ89) *8 <0,03 А устенить иле сплавы , упрочняемые дисперсионным 15,0—17,0 твердением 4,0—5,0 1,5 —1,9 4,0—5,0 Со; 0,15 — 0,35 А1
36НХТЮ <0,05 <0,5 0,8 —1,2 11,5 — 13,5 34,5—36,5 2,8—3,2 0,9 —1,2 А1
36НХТЮМ5 <0,05 <0,5 0,8 —1,2 11,5 — 13,5 34,5—36,5 4,5—6,5 2,8—3,2 0,9 —1,2 А1
36НХТЮМ8 <0,05 <0,5 0,8—1,2 11,5 — 13,5 34,5—36,5 7,5—8,5 2,8—3,2 0,9 —1,2 А1
03Х17Н40МТЮБ *9 (ДИ49) <0,03 <0,20 1,0—2,0 15,0 — 17,5 40,0—42,0 4,5—6,0 2,0—2,7 0,4 —0,8 А1; 0,4 —0,7 Nb; 0,002 В (по расчету) 0,7 —1,2 А1; 2,7—3,3 Си
ХН40МДТЮ-ВИ (ЭП343) *10 <0,04 <0,8 <0,8 14,0 39,0 4,5—6,0 2,5—3,2
Деформационностареющие аустенитные стали на основе системы Fe—Ni—Cr
06Х15Н20М2Т2-ВИ (ЗИ97) ♦« <0,06 0,2— 0,6 1,7 — 2,3 1,2—1,6 14,3 — 15,7 19,0—21,0 1,7—2,3 1,0 —1,6 —
13Х18Н10ГЗС2М2 (ЗИ98) *п 0,10—0,15 3,6—4,2 17,3 — 19,2 9,0—10,0 1,7 —2,3 — —
Высококоррозионностойкие сплавы j на основе системы Ni—Cr
ЭП557 *12 <0,03 1,03 — 18,88 Ост. 2,36 10.02 Та
ХН68ВКТЮ (ЭП578) *13 <0,05 18—20 » — 2,75 — 3,25 9,0 — 10,5 W; 1,3 —1,8 А1; 5,5 —6,5 Со; <0,005 В
70НХБМЮ *14 <0,06 <0,55 <0,55 14 — 16 » 2,5—3,5 — 8—9 Nb; 0,7 —1,3 А!
52НКХБМЮ *16 <0,06 <0,5 <0,5 14 — 16 » 2,7—3,3 — 19 — 22 Со; 0,7—1,3 А1
Составы даны по каталогу фирмы «Sandvik». *2 ВТУ 14-1-425—71. *3 ТУ 14-1-1369—75. *4 ТУ 14-1-2169—77.
*6 ТУ 14-1-1452—75. *6 ТУ 14-1-1841—76. *7 ТУ 14-1-1149—74. *8 ТУ 14-1-136-198—75. *9 ТУ 14-13221—72. *10 ТУ 14-1755—76.
♦и ТУ 14-1-934—74. *12 Цит. по МИТОМ, 1979, № 4, с. 58—61. *13 ТУ 14-1-1360—75. *14 ТУ 14-1-2796—79. *16 ТУ 14-1-1445—75.
to
ляво, Н. М. Поповой и Л. В. Заславской, наряду с преобразова-
нием субструктуры мартенсита происходит выделение дисперсных
карбидов типа (Fe, Сг)3С. По-видимому, главное значение имеет
первый процесс, поскольку при той же температуре отпуска
и почти до равной величины растет, по данным И. Н. Кидина,
М. А. Штремеля и В. С. Рыльникова, и предел упругости без-
углеродистого железохромистого сплава. Этот режим отпуска
часто рекомендуют для пружин из сталей 30X13 и 40X13, работа-
ющих при нормальных климатических температурах. Однако
Рис. 103. Релаксационная стойкость стали
30X13 после закалки с разных температур, °C,
в масле в зависимости от температуры отпуска
(А. Л. Селяво, Н. М. Попова, Л. В. Заслав-
ская)
Режим испы-
тания
Предваритель-
ное занево-
ливание
Кривая
350
300
350
300
100
100
540
340
295
300 30 390
350 30 340
1
2
3
эти стали после отпуска при 450 °C обладают пониженной стой-
костью к коррозии под напряжением и поэтому для пружин,
работающих при 20 °C, отпуск предпочтительно проводить при
300—350 °C. При повышенных температурах службы отпуск
пружин целесообразно выполнять при температурах 500—550 °C.
По данным В. И. Смирнова, релаксационная стойкость стали
20X13 при 450 °C (исходное напряжение 230 МПа) больше, чем
сталей 30X13 и 40X13. Отпуск пружин лабиринтных уплотнений
из стали 20X13 В. И. Смирнов рекомендует проводить при 500 °C,
когда сталь обладает высокой релаксационной стойкостью при
400 °C, даже в условиях повышенных исходных напряжений
(1180 и 590 МПа). Отпуск этих же пружин из стали 30X13, по дан-
ным того же автора, рекомендуется проводить при 530 °C, 2 ч,
а из стали 40X13, по данным Т. И. Волковой; при 550 °C, 10 ч;
после такого отпуска меньше релаксация напряжений и выше
стабильность свойств. В этом случае пружины из стали 40X13
могут работать до 410 °C.
При выборе режима термической обработки надо учитывать,
что в пружинах из этих сталей при отпуске в области 475—550 °C
наблюдается особого рода хрупкость. Поэтому если пружины
работают в динамических условиях, температуру отпуска следует
228
снижать (например, до 450 °C). Для пружин из стали 30X13,
эксплуатирующихся при 350 °C, В. И. Смирнов рекомендует от-
пуск при 450 °C (рис. 103).
Пружины из стали типа 20X13 (X20Crl3 по D1N17224) после
холодной деформации (навивки) подвергают отпуску при 300 °C,
который обеспечивает оптимальный уровень механических
свойств.
На сталях с 12 % Сг при дополнительном их легировании
можно получить комплекс механических свойств еще более высо-
кий, чем на стали 30X13 или 40X13.
Представляют интерес стали типа 15Х12Н2МФ и 30Х12Н2МФ,
которые, по данным В. Г. Лешковцева и А. Г. Рахштадта, после
закалки и отпуска и особенно после деформационного старения
мартенсита по режиму: закалка с 1050 °C, отпуск при 200 °C,
деформация 1 % и отпуск при 150 °C для первой стали и при
350 °C для второй обладают высоким уровнем свойств. После этой
обработки сталь типа 15Х12Н2МФ имеет ов = 1815 МПа; о0,2 =
= 1805 МПа, 6 = 8,7 % иф = 30 %, а сталь типа 30Х12Н2МФ —
ств = 2060 МПа, (т0}2 = 2030 МПа, 6 = 4,8 % и ф = 30 %. После
закалки и отпуска при 400 °C сталь типа 15Х12Н2МФ обладает
достаточно высоким сопротивлением малым пластическим дефор-
мациям, которые, однако, ниже, чем у стали 30Х12МФ, несколько
отличающейся по составу от 30Х12Н2МФ.
Ниже, по данным В. Г. Лешковцева и А. Г. Рахштадта, при-
ведены пределы упругости, МПа, стали 15Х12Н2МФ (числитель)
и стали 30Х12МФ (знаменатель) после закалки с 1050 °C, обра-
ботки холодом при —70 °C и отпуска при 200—600 °C, 2 ч при
допуске на остаточную деформацию 2- 10 G и 2-Ю"5:
^отп» °C 8ОСТ / °г *отп» 8ОСТ
2-10“6 2-IO"5 2-10~6 2-10-6
200 420/460 685/800 500 390/450 1080/1150
300 470/570 830/1040 550 305/265 785/605
400 635/830 1080/1300 600 215/295 490/880
Стали указанного типа характеризуются более высокой рела-
ксационной стойкостью, чем сталь 30X12. Коррозионностойкая
('таль мартенситного класса 13Х12Н2М2ВФАБ (ЭП517Ш) имеет бо-
лее высокую релаксационную стойкость, чем сталь
13Х11Н2В2МФ (ЭИ961) [144]. Сталь 13Х12Н2М2ВФАБ обладает
лучшим комплексом свойств после закалки с ИЗО °C, когда струк-
тура стали становится мартенситной. Выбор температуры отпуска
определяется условиями службы изготовленных изделий. В случае
эксплуатации при климатических температурах температура от-
229
пуска составляет 300 °C, а для службы при температуре нагрева
до 650 °C авторы [144] рекомендуют отпуск при 690 °C. После за-
калки и отпуска при 300° С свойства стали 13Х12Н2М2ВФАБ
(ЭП517Ш) (0,16 % С; 12 % Сг; 1,8 % Ni, 1,0 % W; 1,5 % Мо;
0,25 % Nb; 0,06 % N) следующие: - 1600 МПа, о0,2 = 1380 МПа
при ан = 1000 кДж/м2, а после отпуска при 690 °C, когда из мар-
тенсита выделяется карбид Л423С6 и карбонитрид 7142(CN), ав •=
= 1080 МПа, о0,2 = ЮЗО МПа, ан = 850 кДж/м2. При 650 °C
прочность стали в последнем случае будет ов = 520 МПа, o0j2 =
= 490 МПа. Эти свойства за-
метно выше, чем у стали
13Х11Н2В2МФ, в которой в
процессе отпуска выделяются
карбиды Л423С6 и метастабиль-
ный карбид типа /И2С. После
закалки и’ отпуска при 690 °C
предел выносливости стали
13Х12Н2М2ВФАБ (ЭП517Ш)
прит20л °C'равен 520 МПа для
гладких образцов и 320 МПа для
образцов с надрезом. После от-
пуска при 650 °C предел вы-
носливости на указанных об-
разцах равен 220 и 140 МПа
соответственно. Изменение дли-
тельной прочности упомянутой
Рис. 104. Свойства стали 13Х12Н2М2ВФАБ
(ЭП517Ш) (закалка с ИЗО °C, отпуск при
690 °C) в зависимости от температуры
испытаний [144]
стали при нагреве показано на
рис. 104. При нагреве 650 °C в течение 100—500^4 избыточ-
ными фазами являются Nb(CN),^AI23C6 и Л42Л4.
Учитывая более высокую И жаропрочность стали
13Х12Н2М2ВФАБ по сравнению со сталью 13Х11Н2В2МФ можно
полагать, что предельная температура’службы пружин из послед-
ней стали, равная 350 °C, для пружин’из стали 13X12Н2М2ВФАБ
(ЭП517Ш) будет заметно выше, чем для’стали 30X13.
Кроме сталей мартенситного класса с 12 % Сг, для изготовле-
ния пружин используют и более высоколегированные стали
мартенситного класса типа Х17Н2 (0,11—0,17 % С; 16—18 % Сг;
1,5—2,5 % Ni) или 431SAE (США). *
Сталь Х17Н2 после закалки с 980—1020 °C в масле или на
воздухе и отпуска при 300—350 °C имеет ов 1300 МПа, 6 >
10 % и ан 155 кДж/м2. Поскольку в ее структуре после за-
калки всегда содержится 6-феррит, ухудшающий свойства в по-
перечном направлении, эту сталь нельзя рекомендовать для пру-
жин, которые работают на кручение. Сведения о сопротивлении
стали типа Х17Н2 развитию умеренных или малых пластических
деформаций в литературе отсутствуют. Для упрочнения стали
типа 431SAE рекомендуется сочетание холодной пластической
деформации и отпуска,
230
Высокохромистые стали с 12 или 17 % Сг сравнительно дё-
шевы, наряду с высокой коррозионной стойкостью они обладают
хорошей прокаливаемостью, а также повышенными прочностными
свойствами, которые, как показано выше для стали с 12 % Сг,
могут быть дополнительно повышены термомеханическим упроч-
нением. Однако эти стали недостаточно стойки в ряде агрессивных
сред и склонны к хрупким разрушениям при низких температурах.
Кроме того, из сталей с 12 и 17 % Сг трудно изготовить упругие
элементы сложной конфигурации, так как они деформируются
при закалке.
Для повышения коррозионной стойкости пружин из высоко-
хромистых сталей особенно тех, которые изготовляют методом
горячей деформации и закаливают с нагрева в печах без защитной
атмосферы, необходимы шлифование и полирование (лучше элек-
тролитические) поверхности.
2. МАРТЕНСИТНОСТАРЕЮЩИЕ СТАЛИ
К этой группе коррозионностойких сталей относятся
03Х12Н10Д2Т, 04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832) и 04Х14К13Н4МЗТБВ
(ЭП767) и др. Первые две стали применяют преимущественно для
изготовления пружин, сталь 04Х14К13Н4МЗТБВ (ЭП767) имеет
более универсальное применение.
Исследован ряд других составом коррозионностойких мартен-
ситно-стареющих сталей, относящихся преимущественно к си-
стемам легирования: Fe — Сг — Ni — Со — Мо — Ti — Al,
Fe — Cr — Ni — Mo — Cu — Ti — Al, Fe — Cr — Co — Mo,
Fe — Cr — Co — W и др. Из пружинных коррозионностойких
сталей наиболее изучена 03Х12Н10Д2Т, разработанная
проф. М. Д. Перкасом. Исследованиями М. Д. Перкаса,
Т. Я. Шрамко и автора показано, что температура закалки этой
стали зависит от содержания в ней титана. При 0,4 % Ti тем-
пература закалки составляет 870—900 °C при выдержке 2 ч,
а при 1,2 % Ti — 1150 °C.
Скорость роста зерна аустенита в этой стали при нагреве
невелика, вероятно, вследствие присутствия карбидных или карбо-
питридных соединений титана. Измельчение зерна аустенита,
ведущее к росту пластичности закаленной стали, может быть
достигнуто благодаря рекристаллизации в результате фазового
наклепа, накапливаемого при многократном а -> у -> a-превра-
щении, или применения между первой и второй закалками про-
межуточного нагрева при 650 °C, т. е. выше точки Лн = 440 4-
4-450 °C (Лк = 780 °C). После этого промежуточного нагрева
в структуре в большом количестве образуются зерна аустенита,
которые обладают большеугловыми границами и сохраняются
при нагреве до температур второй закалки. Они играют роль
зародышей для развивающегося при этом нагреве процесса фор-
мирования и рекристаллизации аустенита.
231
После закалки структура стали 03Х12Н10Д2Т состоит из
мартенсита с небольшим количеством остаточного аустенита. При
этом в процессе охлаждения происходит концентрационное рас-
слоение аустенита по типу /(-состояния. Присутствие остаточ-
ного аустенита в закаленных мартенситно-стареющих сталях,
обычно полезного для повышения вязкости разрушения и ударной
вязкости при низких температурах, крайне нежелательно для
Рис. 105. Изменение свойств закаленной
с 950 °C и состаренной при 450 (/), 500 (2)
и 550 °C (3) стали 03Х12Н10Д2Т в зависимости
от продолжительности старения. Исходное
состояние: закалка с 950 °C, обработка хо-
лодом при —70 °C» 2 ч
Рис. 106. Зависимость деформации пол-
зучести мартенситно-стареющей стали
03Х12Н10Д2Т от температуры испы-
таний (В. А. Федорович, А. Г. Рах-
штадт)
использования стали с подобной структурой для пружин. Поэтому
после закалки данной стали необходима обработка холодом при
—70 °C, 2 ч.
Процесс старения на основании результатов изменения физи-
ческих и механических свойств протекает в три стадии (рис. 105).
На стадии I, соответствующей возврату и началу распада мартен-
сита, происходит очень быстрое, почти независимое от темпера-
туры старения изменение свойств — повышение твердости, силь-
ный рост предела упругости и снижение удельного электросопро-
тивления. На этой стадии распада благодаря высокому пересыще-
нию твердого раствора активационный барьер для зарождения
частиц второй фазы очень мал или отсутствует (спинодальный
распад). Стадия II, протекающая с меньшей скоростью, чем I,
соответствует диффузионному росту зародышей. В начале этой
стадии одновременно со снижением предела упругости наблю-
дается замедление снижения удельного электросопротивления,
что указывает на растворение нестабильных частиц. Максималь-
ное значение предела упругости достигается на более позднем
этапе процесса развития стадии II. На стадии III старения проис-
232
ходит разупрочнение вследствие коагуляции частиц интерметал-
лидов и образования аустенита в результате обратного мартен-
ситного превращения. Оптимальный режим старения стали
03Х12Н10Д2Т — нагрев 450 °C, выдержка 6 ч. При этом ов =
= 1800 МПа, Оо,2 = 1700 МПа, <гпц= 1400 МПа, су0,002 = 1260 МПа,
6 = 10 %, HV 460. Эти свойства практически не зависят от со-
держания титана в пределах 0,4—1,2 %, поскольку его введение
эффективно лишь в той степени, пока его сегрегации и частицы
выделений связывают или закрепляют субструктуру мартенсита,
Как показано Т. Я. Шрамко, указанные свойства могут быть
повышены в результате ступенчатого старения: сначала при
450 °C а затем при 400 °C. В этом случае О0,оо2 = 1300 МПа,
HV 490, но особенно выше релаксационная стойкость. По-види-
мому, это изменение свойств является результатом дораспада
мартенсита, о чем свидетельствует снижение удельного электро-
сопротивления и дальнейший рост уширения дифракционной
линии (211)а с 5,3-10“3 до 6,62'10"3 нм.
Интересно, что сталь 03Х12Н10Д2Т обладает и довольно высо-
ким пределом упругости при нагреве. При 20 °C cr0 002 = 1460,
при 200 °C 1100, при 300 °C 930, а при 400 °C 830 МПа.“ Соответ-
ственно снижению сопротивления малым пластическим деформа-
циям снижается и коэффициент упрочнения — от 1,9-107 МПа
при 20 °C до 2,16-107 МПа при 400 °C.
На рис. 106 показано изменение деформации ползучести и ее
скорости в стали 03Х12Н10Д2Т при нагреве. Из приведенных
данных следует, что упругие элементы из стали
03Х12Н10Д2Т могут работать длительно при нагреве до 300—
350 °C. Выше 350—400 °C частицы выделений уменьшают свою
стабильность и уже не оказывают высокого сопротивления сколь-
жению и перераспределению дислокаций, в том числе и по меха-
низму поперечного скольжения. Температурная зависимость де-
формации ползучести хорошо коррелирует с температурной зави-
симостью величины, обратной коэффициенту упрочнения, что
является доказательством общности механизмов пластической
деформации при кратковременном и длительном нагружении при
20 °C и относительно повышенных температурах. При кратко-
временном нагружении, судя по изменению предела упругости,
упругие элементы из стали 03Х12Н10Д2Т могут работать до
400 °C.
Сталь 03Х12Н10Д2Т обладает высокой коррозионной стой-
костью не только в условиях обычных статических испытаний на
коррозию, но и при непосредственном нагружении в таких кор-
розионно-активных средах, как 60 %-ная HNO3 и 3 %-ная NaCl.
В этом случае ни предел упругости, ни упругое последействие,
ни величина упругого гистерезиса в процессе этих испытаний
стали 03Х12Н10Д2Т не изменялись.
Близкой к рассмотренной выше по системе легирования яв-
ляется сталь 04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832), содержащая молибден
233
и алюминий, но без ниобия. Характерно, что эта сталь разрабаты-
валась именно как высокопрочная коррозионностойкая для пру-
жин [145, 146].
Сталь 04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832) после закалки с 890—920 °C
и старения при 500 °C в течение 5 ч обладает достаточно высоким
комплексом механических свойств: ов = 1700 4-1900 МПа, о0,2 =
= 1650 4-1880 МПа, 6 = 34-8 %, гр = 30 4-45 % и = 1200 4-
4-1600 МПа/мм3/2. При этом вязкость разрушения в результате
применения низкотемпературной закалки при 700—750 °C (ин-
тервал Ан — Дк отвечает 540—730 °C) и старения при 570—600 °C
может быть повышена до 3500—4500 МПа/мм3/2, правда, при сни-
жении предела текучести до 1200—1420 МПа.
После закалки с 890—920 °C структура стали в основном
мартенсит с минимальным количеством остаточного аустенита.
Наблюдаются отдельные частицы карбидов и карбонитридов,
которые могут растворяться в аустените лишь при температуре
нагрева выше 1100 °C, что приводит к увеличению количества
остаточного аустенита и росту размера зерен, отрицательно ска-
зывающихся на свойствах пружин. Как указывает О. П. Михай-
лец \ при низкотемпературном старении (300—400 °C), уже наблю-
дается довольно заметное повышение предела упругости, тогда
как остальные свойства изменяются намного медленнее. Наиболь-
шее значение предела упругости (сг0,оо5 = 1350 МПа) достигается
после старения при 480 °C, 10 ч. Повышение температуры старе-
ния до 530 °C также обеспечивает почти максимальный уровень
предела упругости (сг0>005 = 1250 МПа) и релаксационной стой-
кости.
Идентифицировать упрочняющие фазы удалось лишь после ста-
рения при температурах 550—700 °C. Указывается, что из мартен-
сита выделяются фазы типа Ni3Ti, (Fe, Ni)A1 и Fe2Mo, а из аусте-
нита обратного превращения (Fe, Ni)3(Ti, Al).
Применение НТМО (обжатие 70 %), включая старение при
530 °C, 1 ч, относительно мало повышает предел упругости (~на
150 МПа), но значительно увеличивает временное сопротивление
(ав = 20004-2400 МПа). Сталь 04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832) обла-
дает высокой коррозионной стойкостью в средах, содержащих
ионы хлора. Так, при концентрации соляной кислоты от 0,5 до
10 % скорость коррозии этой стали значительно ниже, чем у стали
20X13. Кроме того, сталь 04X11Н9М2Д2ТЮ (ЭП832) характери-
зуется высоким сопротивлением коррозионному растрескиванию
при cr0j2 < 1550 МПа.
Изучены свойства ряда коррозионностойких мартен-
ситно-стареющих сталей на основе системы легирования
Fe —Сг —Ni —Со —Мо —Ti и Fe —Сг —Со —Мо. Про-
1 Михайлец О. П. Разработка, исследование и внедрение высокопрочной
коррозионностойкой мартенситностареющей стали. Автореф. канд. дис. М.,
1978.
Мышленная сталь этой системы 04Х14Н4К13МЗТБВ (ЭП767)
после рекомендуемого режима термической обработки — закалки
с 1050 °C, обработки холодом при —70 °C и старения при 520 °C,
5 ч при достаточно повышенных значениях временного сопроти-
вления и предела текучести (тв — 1260 МПа и т053 = 900 МПа)
и твердости (HV 475) имеет низкий предел упругости (т01005 =
= 150 МПа). Это связано с присутствием в структуре этой стали
значительных количеств остаточного аустенита, который сохра-
няется даже после нескольких циклов обработки холодом. Предел
упругости и релаксационную стойкость этой стали можно повы-
сить применением НТМО с последующим старением.
Ниже, по данным В. Н. Климова и А. Е. Челышева, предста-
влены механические свойства стали 04Х14Н4К13МЗТБВ (ЭП767)
после НТМО в зависимости от степени деформации е:
8, % .........................
То,оо5» МПа ....................
т0,3, МПа .........................
тв, МПа............................
(Ат/т0) • 100% (т0 = 800 МПа)
0 25 50 75
150 470 970 ИЗО
900 1230 1400 1570
1260 1400 1550 1640
8,7 * 21,9 8,7 9,5
* То = 600 МПа.
Как видно, с помощью НТМО и старения можно более чем
в 7 раз повысить предел упругости и релаксационную стойкость.
В основном это объясняется уменьшением количества остаточного
аустенита, превращающегося в процессе деформации в мартенсит.
Кроме того, следует учитывать, что старение возникшего при
этом мартенсита деформации обеспечивает большую стабильность
упрочнения, чем мартенсита охлаждения [147].
Полученные свойства могут быть дополнительно, и при том
значительно, повышены в результате применения после всего
цикла НТМО еще динамического старения. Динамическое старение
стали 04Х14Н4К13МЗТБВ проводили после закалки, обработки
холодом и старения при 520 °C или после НТМО, закалки, дефор-
мации с обжатием 50 %, обработки холодом и старения при
520 °C, 4 ч.
Динамическое старение проводили в условиях кручения на
проволоке из указанной стали. Наиболее подробно изучен про-
цесс динамического старения на стали после НТМО, поскольку
после закалки сталь ЭП767 имеет повышенное количество остаточ-
ного аустенита и поэтому низкий предел упругости. Динамическое
старение проводилось при начальном напряжении 1000 МПа,
равном 0,7 от предела текучести (t0j3), которое обычно принимается
для динамического старения углеродсодержащих сталей. На
рис. 107 показано, что максимум роста предела упругости отвечает
динамическому старению при 500 °C. Однако небольшое повыше-
ние температуры (на 30 °C) приводит к резкому падению предела
упругости, при этом остаточная деформация сильно растет. Более
235
234
медленное изменение предела упругости (т0,005) отмечается в случае
динамического старения при 450 °C, 1 ч, а абсолютная величина
т0)оо5 достигает 1240 МПа, тогда как до этой обработки т0>005 =
= 970 МПа. Как показано на рис. 108, с ростом величины дей-
ствующих напряжений предел упругости непрерывно возрастает,
но при этом увеличивается и остаточная деформация. Поэтому
следует принять исходное напряжение т0 = 1000 МПа, при кото-
Исх. 350 400 450 500
сост. температура старения °C
Рис. 107. Зависимость свойств стали
04Х14Н4К13МЗТБВ (ЭП767) от темпера-
туры динамического старения т0 = О,7тоз.
Исходное состояние: закалка с 1050 ° С,
обработка холодом и старение при 520 °C,
4 ч (В. Н. Климов, А. Г. Рахштадт)
т,МПа
1700 Г**’
Исх. 500 800 1ООО 1200
сост. (500) (670) (790) (800)
Г,МПа
Рис. 108. Влияние величины напряжений
при динамическом старении 450 °C (в скоб-
ках указаны напряжения к концу обра-
ботки) на свойства стали
04Х14Н4К13МЗТБВ (ЭП767) (В. Н. Кли-
мов, А. Г. Рахштадт)
ром предел упругости близок к максимальному значению, полу-
ченному при т0 = 1200 МПа, а величина остаточной деформации
почти в 3 раза меньше, чем в последнем случае. Поскольк}' испы-
тания проводились в условиях релаксации, то следует учитывать
и величину напряжения. Если исходное напряжение было
1000 МПа, то в конце испытаний за 1 ч оно снижается до 790 МПа,
т. е. до уровня, близкому к 0,5т0)3.
В случае динамического старения стали 04Х14Н4К13МЗТБВ
после закалки и старения также достигается повышение предела
упругости, но все же его значения остаются весьма низкими. Так,
если исходное значение т0,005 = 150 МПа, то после динамического
старения при 450 °C и т0 = 540 МПа в течение 1 ч предел упруго-
сти достигает 280 МПа, вероятно, в результате процессов упроч-
нения, протекающих в мартенсите. Однако при условии сохране-
236
ния больших количеств остаточного аустенита предел упругости
остается низким. Некоторые результаты исследований динамиче-
ского старения, по данным В. Н. Климова и автора,
стали 04Х14Н4К13МЗТБВ приведены ниже:
е, % Tn nnru МПа 0 280 25 76 50 1370 75 1400
UjUUO) х ** • •••••• т0>3, МПа 1020 132 1560 1650
тв, МПа 1310 142 1600 1670
(Дт/т0) 100% при 400 °C, %
(т0 = 800 МПа) 5,0 * 16,7 4,95 4,1
Примечание. При е = 0 свойства стали указаны после за-
калки, обработки холодом при —70 °C и старения при 520 °C, 5 ч. После
закалки, холодной пластической деформации с обжатиями 25, 50 и 75%
обработки холодом при —70 °C и старения при 520 °C, 4 ч.
* То = 600 МПа.
Из приведенных данных следует, что динамическое старение
сильно понижает величину релаксации напряжений. Таким обра-
зом, динамическое старение обеспечивает возрастание абсолютной
величины сопротивления малым пластическим деформациям не
только при кратковременном, но и при длительном нагружении.
Последнее свидетельствует о стабильности структурных измене-
ний, происходящих при динамическом старении. По данным
рис. 108, изменение состава матричного твердого раствора в усло-
виях динамического старения при 450 °C хотя и происходит, но
очень мало отличается от происходящего после старения при той
же температуре, но без нагрузки, которое не приводит к упроч-
нению.
Таким образом, процессы дораспада сами по себе не имеют
существенного влияния на рост упрочнения. Проведенные рент-
генографические исследования показали, что в процессе динами-
ческого старения стали ЭП767 независимо от исходного состояния
(закалка и старение или закалка, деформация и старение) сниже-
ния уровня микронапряжений не наблюдается (хотя некоторые
авторы и утверждают, что происходит их снижение), но фикси-
руется рост областей когерентного рассеивания. Это свидетель-
ствует о перестройке субструктуры, заключающейся в пере-
распределении дислокаций с их переходом в субграницы, которые
становятся более выраженными и таким образом оказывают боль-
шее сопротивление движению дислокаций. Кроме того, изменяется
морфология частиц избыточных фаз Ni3Ti в поле напряжений и их
распределение. Последнее экспериментально установлено на ряде
стареющих сплавов и, в частности, на бериллиевой бронзе [148].
Были исследованы составы сталей того же легирования, что
и сталь 04Х14Н4К13МЗТБВ, но при другом соотношении элемен-
тов: типа Х12Н4К15М4Т (0,029 % С; 11,98 % Сг; 3,82 % N;
14,98 % Со; 4,20 % Мо и 0,6 % Ti) типа Х15Н4К15М4Т (0,021 %
237
С; 15,00 % Сг; 3,65 % Ni; 15,50 % Со; 4,25 % Мо и 0,6 % Ti)
и типа Х16Н4К20М4Т (0,025 % С; 15,83 % Сг; 3,58 % Ni; 20,35 %
Со; 4,20 % Мо; 0,5 % Ti). Мартенситные точки для первых двух
сталей: Л4Н = 170 °C, Мк = —20 °C и Мн = 15 °C, Л4К = —120 °C.
Соответственно для первой стали точка Ан = 525 °C и Ак =
= 825 °C. Сталь последнего состава была аустенитной.
Наиболее подробно изучали сталь типа Х12Н4К15М4Т. Опти-
мальный режим закалки этой стали 950 °C, время выдержки 2 ч.
После закалки в структуре стали
наблюдалось ~40 % остаточного
аустенита; обработка холодом при
—70 °C, 16 ч уменьшает количество
остаточного аустенита до уровня
менее 5 %. После последующего ста-
рения при 550 °C резко возрастает
Рис. ПО. Зависимость предела упругости
и релаксации напряжений за 100 ч стали
типа Х12Н4К15М4Т от температуры испы-
тания (О’о = 600 МПа) (Т. Я- Шрамко,
В. А. Федорович, А. Г. Рахштадт)
Рис. 109. Свойства закаленной стали типа
Х12Н4К15М4Т после старения при 550 °C.
Исходное состояние: закалка с 950 °C, 2 ч,
обработка холодом при —70 °C, 16 ч
(Т. Я. Шрамко)
твердость и особенно предел упругости*(рис. 109). Закономерность
изменения свойств и структурных превращений здесь аналогична
рассмотренным для мартенситно-стареющей стали 03Х12Н10Д2Т
(см. рис. 105). После закалки с 950 °C и старения при 550 °C,
6 ч (или 520 °C, 8 ч) сталь типа Х12Н4К15М4Т имеет ов ==
= 1700 МПа, о’о,2 = 1560 МПа, опц = 1490 МПа, о0,оо2 = 1260 МПа,
6=10%; HV 460. После дополнительного старения при 500 °C
предел упругости о^оог может быть повышен до 1300 МПа, а твер-
дость до HV 510.
Сталь типа Х12Н4К15М4Т обнаруживает также меньшее раз-
упрочнение при нагреве (рис. НО) и более высокое сопротивление
ползучести (см. рис. 89, 90) и релаксационную стойкость при
нагреве, чем сталь 03Х12Н10Д2Т.
На основании этих данных можно прийти к заключению, что
упругие элементы из стали типа Х12Н4К15М4Т могут работать
в условиях ползучести до 400 °C, а при релаксации —до 400 —
450 °C. Коррозионная стойкость стали типа Х12Н4К15М4Т в окис-
лительных средах на основе азотной кислоты также весьма вы-
сокая.
238
Абсолютная величина упрочнения данной стали может быть
повышена при использовании НТМО с последующим старением.
Соответственно росту упрочнения увеличивается и релаксацион-
ная стойкость стали, но только в области нормальных или низких
температур. Так, если после закалки и старения релаксация
напряжений при 20 °C за 100 ч и о0 = 1200 МПа составляет 2 %,
то после НТМО с обжатием 50 % и старения при 520 °C, 4 ч ре-
лаксация напряжений равна лишь 1,6 %. Однако при нагреве
даже 400 °C из-за роста метастабильности структуры релаксация
напряжений резко возрастает, причем в тем большей степени, чем
выше было обжатие в цикле НТМО. При температуре 400 °C
и сг0 = 800 МПа снижение напряжений за 100 ч при релаксацион-
ных испытаниях составило 9 % (после закалки и старения), а после
НТМО с обжатием 50 % и старения — 15 %.
Стали типа Х16Н4К20М4Т, Х15Н4К15М4Т, а также стали
без никеля и титана типа Х15К20МЗ, Х15К20М6 при старении
не обнаруживают заметного увеличения предела упругости
(рис. 111), поскольку после закалки имеют практически полную
аустенитную структуру (Х16Н4К20М4Т и Х15К20М6) или со-
держат очень много непревращенного аустенита (Х15Н4К15М4Т
и Х15К20МЗ). В то же время твердость при старении этих же ста-
лей возрастает и довольно сильно (например, у стали
04Х14К13Н4МЗТБВ, см. рис. 107). Поэтому сильное увеличение
предела упругости может быть достигнуто лишь в результате
образования мартенсита деформации, т. е. при обработке по схеме
НТМО с последующим старением. На рис. 112 показано изменение
свойств при старении указанных выше составов стали после пред-
варительной деформации с обжатием 50 %. Видно, что эта обра-
ботка стали повышает упрочнение и в том числе предел упругости
стали типа Х15К20МЗ, тогда как у сталей Х15Н4К15М4Т,
Х15К20М6 и Х16Н4К20М4Т предел упругости при старении сни-
жается. Этот эффект связан с тем, что у указанных сталей дефор-
мация сильно снижает температуру начала обратного мартенсит-
ного превращения, так что при температуре старения в них снова
возникает аустенит, снижающий предел упругости. При последу-
ющей обработке холодом можно увеличить предел упругости,
но эффект получается незначительным.
Сталь типа Х15К20МЗ после НТМО (обжатие 50 %), обра-
ботки холодом и старения при 520 °C, 4 ч обладает хорошей ре-
лаксационной стойкостью до 400 °C, которая выше, чем у стали
типа Х12Н4К15М4Т. Так, при начальном напряжении сг0 =
•= 800 МПа при 400 °C снижение напряжения у стали Х15К20МЗ
за 100 ч составило 4,2 %, тогда как у стали Х12Н4К15М4Т после
закалки и старения или НТМО эта величина составляет 10 —
15 %. Таким образом, применение НТМО для мартенситно-
стареющих сталей, имеющих много непревратившегося аустенита,
может быть эффективным, если при этом температура обратного
мартенситного превращения останется выше температуры старе-
239
ния. Еще большее упрочнение подобных сталей может быть до-
стигнуто при использовании низкотемпературной деформации.
Как показано в работе [149], сталь типа Х17Н6К9МЗТБ
(0,03 % С; 17,15 % Сг; 6,05 % Ni; 8,55 % Со; 3,25 % Мо; 0,45 %
Ti; 0,32 % Nb) после закалки с 1050 °C приобретает в основном
аустенитную структуру, кото-
рая претерпевает интенсивное
Рис. 112. Влияние продолжительности
старения при 520 °C на свойства корро-
зионностойких мартенситно-стареющих
сталей типа:
1 — Х12Н4К15М4Т; 2 —
Х14Н4К13МЗТБВ; 3 —
Х15Н4К15М4Т; 4 - Х16Н4К20М4Т;
5 — Х15К20МЗ; 6 — Х15К20М6. Ис-
ходное состояние: закалка с темпера-
тур, указанных на рис. 111, обработка
холодом и пластическая деформация
50 % (В. Н. Климов)
Рис. 111. Влияние продолжительности
старения при 520 °C на свойства кор-
розионностойких мартенситно-старе-
ющих сталей:
1 - типа Х12Н4К15М4Т; 2 —
04Х14Н4К13МЗТБВ; 3 - типа
Х15Н4К15М4Т; 4-типа X16H4K20M4T;
5 — типа Х15К20МЗ; 6 — типа
Х15К20М6. Исходное состояние: за-
калка (для сталей 2 и 6 — с 1050 °C,
для сталей 1 и 3 — с 900 °C, для ста-
лей 4 и 5 — с 950 °C) и обработка хо-
лодом (В. Н, Климов, А. Г. Рахштадт)
мартенситное превращение в процессе низкотемпературной дефор-
мации (—196 °C). После этой деформации временное сопротивление
повышается на 870 МПа, тогда как после деформации при 20 °C
прирост его равен ~270 МПа. После старения при 480 °C, 3 ч
временное сопротивление стали после деформации при —196 °C
превышает 2000 МПа, тогда как после деформации при 20 °C с тем
же обжатием и после той же температуры старения оно равно
~1300 МПа. Эти данные, а также результаты работы [150] пока-
зывают эффективность низкотемпературной деформации. Меха-
низм ее влияния связан не только с ростом количества мартенсита
240
(возможно, что при этом также образуется не только а-, но и
8-мартенсит), но и с формированием иной дислокационной суб-
структуры.
При переходе к мартенситно-стареющим коррозионностойким
сталям на хромокобальтовой основе, но с меньшим содержанием
хрома и кобальта, чем у предшествующих, удается, как показано
в работе [151 ], достичь весьма высокого сопротивления малым
пластическим деформациям. Так, после закалки с 1050 °C и ста-
рения при 550 °C, 10 ч предел упругости а0)002 стали типа
Х12КЮМ6 (0,09 % С; 11,88 % Сг; 10,10 % Со и 5,34 % Мо) до-
стигает ~1500 МПа, т. е. оказывается выше, чем у сталей
03Х12Н10Д2Т и типа Х12Н4К15М4Т [151]. Кроме того, сталь
типа Х12КЮМ6 характеризуется высоким коэффициентом упроч-
нения в области микродеформации. Показано, что сталь типа
Х12КЮМ6 обладает и очень низким упругим последействием,
и упругим гистерезисом. Это сочетание свойств определило, по
данным [151], возможность их применения для коррозионностой-
ких вибрационно-частотных датчиков.
Еще более высокий уровень упрочнения стали типа Х12КЮМ6
получен после НТМО и старения при 550 °C, 8 ч. В этом случае
<*0,002 = 1600 МПа. Упрочнение при старении рассматриваемой
стали связано с выделением фазы типа (Fe, Сг)7Моб [152], а воз-
можно, по данным Р. Аулта, Р. Холлманна и И. Майерса, и фазы
Лавеса типа (Fe, Сг)2Мо, а также карбидов А423Сб и Л46С. Пред-
полагают, что в процессе старения этой стали после холодной пла-
стической деформации выделяется преимущественно фаза Ла-
веса (Fe, Сг)2Мо, а не (Fe, Сг)7Мо6.
Практически такое же упрочнение (cr0j002 = 14204-1450 МПа),
как на стали типа Х12К10М6, достигнуто и на стали типа
Х12КЮВ8 после закалки с 1050 °C и старения при 450 °C, 8 ч
[151].
Учитывая, что эти стали характеризуются повышенными тем-
пературами обратного мартенситного превращения и устойчи-
востью к коагуляции частиц интерметаллидных фаз, можно ожи-
дать достаточно высокой их теплостойкости.
К сталям той же группы легирования, что и стали типа
Х12Н4К15М4Т и Х15Н4К15М4Т, относится и сталь типа
Х12Н8К5МЗТЮ. После закалки с 950 °C и старения в районе
450 °C она имеет сравнительно невысокое упрочнение (ав
1600 МПа).
После обжатия 45 и 90 % ов на проволоке 0,7 мм возра-
стает от 950 до 1300 и 1600 МПа, а после старения при 450 °C
он достигает 1920 и 2150 МПа [153]. При этом пластичность, оце-
ниваемая по разрыву с узлом, еще довольно высокая (Рузл/^о) X
X 100 % = 53—55 %. Как показано в работе [154], на проволоке
0,1 мм (обжатие 99 %) по усложненным схемам обработки, когда
старение проводилось и до деформации, и после нее, сгв может
быть повышен до 3000—3600 МПа.
241
Релаксационная стойкость плющенной ленты из стали типа
Х12Н8К5МЗТЮ (ЗИ80) (ов = 2000-2100 МПа; (У0,0з = 2000 МПа)
после старения при 450 °C оказывается достаточно высокой до
300 °C; снижение напряжений при этой температуре за 50 ч со-
ставило ~5 ч %.
В мартенситно-стареющих сталях определенного состава в ре-
зультате использования обратного мартенситного превращения
может быть получена полностью аустенитная немагнитная струк-
тура [155]. Стали указанного состава приобретают эту структуру
Рис. ИЗ. Зависимость свойств стали типа 03Х10Н11ВТ2Ю
от продолжительности старения при 500 °C. Исходное со-
стояние:
1 — закалка с 1000 °C, деформация 80 %, аустенитизация
760 °C, 30 мин; 2 — закалка с 1000 °C, деформация 80 %,
отпуск при 300 °C, 1 ч, аустенитизация 760 °C, 30 мин [155]
после аустенитизации при 1000 °C. При последующей холодной
пластической деформации с обжатием 80 % происходит образова-
ние мартенсита деформации, который при температуре старения
400—550 °C упрочняется вследствие выделения частиц избыточ-
ной у'-фазы. Так, су0>002 стали типа 03Х10Н11ВЮТ после старения
при 520 °C достигает 1500 МПа, а стали 03Х10Н13Ю1Т —
850 МПа. Однако как после деформации, так и тем более после
старения сталь малопластична и из нее можно изготовлять лишь
простые по форме упругие элементы, если их ферромагнитность
несущественна в данных условиях службы. Вместе с тем воз-
можно в результате обратного мартенситного превращения при
нагреве до 680—760 °C, идущего сначала с большой скоростью
по атермической кинетике, а затем замедленно по изотермической,
получить при охлаждении полностью аустенитную структуру.
Этот аустенит характеризуется высокой плотностью дислокаций,
образующих структуру с размером субзерен ~20 —30 мкм. После
этого обратного мартенситного превращения стали обладают
невысокой твердостью (НВ 230—260) и удовлетворительной пла-
стичйостью. При последующем старении (450—550 °C) свойства
стали со структурой аустенита обратного превращения изменяются
практически так же, как и в мартенситно-стареющих сталях
(рис. 113). Кинетика упрочнения характеризуется тремя стадиями.
Стадия I отличается быстрым изменением свойств, практически
независящим от температуры в пределах 450—550 °C, что близко
к спинодальному распаду. На стадии II, протекающей со значи-
тельно меньшей скоростью, происходит обычный термически ак-
тивируемый процесс роста зародышей. Энергия активации этого
процесса, происходящего в аустените с высокой плотностью де-
фектов, близка к энергии активации зернограничной диффузии.
В начале стадии II происходит небольшое разупрочнение, по-
скольку некоторое число зародышей, возникших на стадии I,
растворяется. На стадии III старения происходит разупрочнение
вследствие коагуляции выделившихся частиц. Оптимальный ре-
жим старения сталей указанных выше составов — нагрев 520 °C,
10 ч. При этом предел упругости стали типа 03Х10Н11ВТ2Ю
составляет ~600 МПа. Если же перед обработкой на обратное
мартенситное превращение провести старение при 300 °C, то после
окончательного старения о0,002 680 МПа, т. е. находится
почти на уровне сплава 36НХТЮ. Существенно, что стали типа
03Х10Н14Т2Ю и 03Х10Н13Т2Ю1 обладают высокой коррозион-
ной стойкостью в средах на основе азотной кислоты.
3. СТАЛИ АУСТЕНИТНОГО КЛАССА
Аустенитные нержавеющие стали немагнитны, отличаются вы-
сокой коррозионной стойкостью и не склонны к хрупким разру-
шениям при низких температурах.
Аустенитные стали, упрочняемые холодной пластической де-
формацией. Наиболее типичны для этой группы стали типа
12Х18Н9, 12Х18Н9Т, 12Х18Н10Т и др., близкие им. Сталь
12Х18Н10Т в отличие от 12Х18Н9Т обладает более высокой кор-
розионной стойкостью, что во многих случаях имеет решающее
значение. Кроме того, в структуре стали 12Х18Н10Т из-за не-
сколько большего содержания никеля присутствует меньшее
количество ос-фазы. Однако общий характер изменения свойств
и структуры стали 12Х18Н9Т при упрочняющих обработках
справедлив и для 12Х18Н10Т. В закаленном состоянии стали
12Х18Н9Т и 12Х18Н10Т пластичны и имеют низкое сопротивление
пластической деформации. После закалки с 1050 °C свойства
стали 12Х18Н9Т следующие: ов = 621 МПа, <т0,2 = 284 МПа,
6 = 56 %, ф = 75,8 %, ан = 2675 кДж/м2, а ее структура со-
стоит из аустенита с невысокой плотностью дислокаций; также
наблюдаются и двойники.
Для упрочнения стали 12Х18Н9Т и 12Х18Н10Т подвергают
значительной пластической деформации, в результате которой,
кроме увеличения плотности дислокаций, происходят фазовые
превращения. Наиболее интенсивно плотность дислокаций воз-
243
и возникающие у границ зерен,
Рис. 114. Зависимость механических
свойств стали 12Х18Н9Т от степени и тем-
пературы деформации (А. П. Гуляев и
Н. В. Черненко):
1 — деформация при —196 °C; 2 — дефор-
мация при 80 °C
растает на начальных стадиях деформации. Так, после деформа-
ции, которая примерно равна 1 %, плотность дислокаций
составляет 108—109 см-2, а после деформации 20 % — 1011—
1012 см-2. При малых степенях деформации (~1 %) и низкой тем-
пературе (78 К) в структуре стали (0,08 % С; 18 % Сг и 8 % Ni)
имеются одиночные и накладывающиеся друг на друга дефекты
упаковки по (11 l)v, обладающие в этой стали низкой энергией
или в местах пересечения с дру-
гими плоскостями скольжения.
Поданным [156], в стали с 10 %
Ni минимум энергии дефектов
упаковки достигается именно
при 18 % Сг. При увеличении
степени обжатия продолжается
рост числа слоев дефектов упа-
ковки и, наконец, возникают
пластинки 8-фазы с гексагональ-
ной решеткой, ориентирован-
ные, поданным И. Венаблеса по
отношению ку'-фазе так: (1 ll)v
|| (0001)8 и [110 ]Y || [1210 ]8. Из
этих пластинок, как указывает
Р. Лангеборг, зарождаются кри-
сталлы мартенсита, имеющие
вид иголок. Таким образом,
межфазовая граница между мар-
тенситом и аустенитом зарож-
дается из гексагональной фазы.
В процессе пластической де-
формации по достижении опре-
деленного обжатия (пороговое
значение) возрастает склонность
к коррозионному растрескиванию. Величина деформации, соот-
ветствующей этому пороговому значению, тем меньше, чем больше
ее неравномерность. При равномерном удлинении это пороговое
значение отвечает 10—12 %, когда в структуре образуется а-фаза.
Существенно, что при этой деформации изменяется характер за-
висимости напряжение — деформация и коэффициент упрочнения
резко убывает. Изменение прочностных свойств при деформации
сталей 12Х18Н9Т и 12Х18Н10Т как в аустенитном состоянии,
когда мартенсит не возникает (при +80 °C), так и при —196 °C,
когда образуется мартенсит деформации, показывает, что их
сильное упрочнение (рис. 114) связано с изменением дислокацион-
ной структуры, но, главное, как указывают А. П. Гуляев и
Н. В. Черненко,—с образованием мартенсита деформации.
Структурные исследования стали 12Х18Н9 показали [157],
что уже при охлаждении до —196 °C несколько растет плотность
дислокаций, а в некоторых зернах появляются пластины 8-фазы
244
шириной 10—12 нм. После растяжения при —196 °C повышается
плотность дислокаций и увеличивается количество мартенсита,
кристаллы которого образуются на пересечении дефектов упа-
ковки и пластин 8-фазы или внутри них. С увеличением степени
низкотемпературной деформации возрастает количество мартен-
сита при уменьшении размеров его кристаллов и увеличении
плотности дислокаций. Количество остаточного аустенита после
деформации 20 % при —196 °C составляет всего около 20—30 %
отписка г Пп
Температура отпуска, °C
Рис. 115. Зависимость (Тв и (Ту стали
12X18H9T от температуры отпуска.
Исходное состояние:
/ — деформация 30 %; 2 — 50 %; 3 —
80 % (В. Я. Зубов, Л. А. Красильни-
ков)
в виде прослоек между кри-
сталлами мартенсита. Плотность
дислокаций в них более 1011—
1012 см“2.
При равных степенях обжа-
тия сталь типа 12Х18Н9Т, де-
Рис. 116. Зависимость пределов теку-
чести и упругости при 20 °C (/) и при
60 °C (2) холоднотянутой проволоки
из стали 12Х18Н9Т от температуры от-
пуска (А. И. Жукова)
формированная при 20 "С, уступает по прочности той же стали после
низкотемпературной деформации. Это увеличение прочности свя-
зано не только с большим количеством возникших при низких
температурах кристаллов мартенсита, но и с повышенной плот-
ностью в них дислокаций. Стали 12Х18Н10Т и 12Х18Н9Т обычно
используют в виде проволоки, свойства которой соответствуют
ГОСТу или ТУ. Чем меньше диаметр проволоки из стали
12Х18Н10Т, тем выше ее прочность. Согласно ТУ на проволоку
для пружин ответственного назначения, при диаметре 8,01 мм
ов = 13704-1570 МПа, 6 20 %, а при диаметре 0,11—0,71 мм
ов — 1715 4-2010 МПа, число скручиваний ^>4. Из-за низкой проч-
ности аустенитной стали в больших сечениях из нее обычно не
изготовляют крупную проволоку. Высокие свойства прочности
получаются только после больших обжатий не только на
тонкой проволоке, но и на тонкой ленте или плющеной про-
волоке.
Технология изготовления пружин из нержавеющих сталей
включает навивку, отпуск, заневоливание и полирование.
245
800
700
600
500
600
500
400
300
500
400
300
О 25 50 75 100
время испытания, ч
Рис. 117. Зависимость релаксационной
стойкости пружин из стали 12Х18Н9Т от
степени обжатия и величины начальных
напряжений при температуре 300 (а),
350 (б) и 400 °C (в) (А. И. Жукова)
Полирование, особенно электролитическое, улучшает не только
коррозионную стойкость, но и стабильность характеристик пру-
жин вследствие устранения слоя с повышенной плотностью поверх-
ностных дефектов и уменьшения шероховатости поверхности.
Для электролитического полирования рекомендуется электролит
следующего состава, % (по массе): 70 —65 Н3РО4; 20—15 H2SO4;
10—20 Н2О. Процесс ведут при
плотности тока 30—80 А/дм2
и температуре 60—80 °C.
После навивки все пружины
подвергают отпуску, оптималь-
ная температура которого, по
данным А. И. Жуковой, соот-
ветствует 450—500 °C, а его
продолжительность колеблется
в пределах от 20 для прово-
локи диаметром <2 мм до 30 мин
для проволоки диаметром
>2 мм. Этот отпуск приводит
к небольшому увеличению ха-
рактеристик прочности, которое
тем меньше, чем выше степень
предшествующей холодной пла-
стическойдеформации (рис. 115).
Это объясняется тем, что об-
разование различных сегре-
гаций и выделение избыточных
фаз и за этот счет обеднение
твердого раствора легирую-
щими элементами происходит
в процессе наклепа. После
отпуска значительно возра-
стают (рис. 116, 117) сопротив-
ление малым пластическим деформациям и релаксационная стой-
кость. Причины этого положительного влияния отпуска на свой-
ства пружинных аустенитных сталей при статическом нагружении
не установлены. Известно, что в стали типа 18-8 при отпуске
в результате частичного распада у-фазы, по данным В. Я. Зу-
бова и Л. А. Красильникова, а также Н. Ф. Лашко и Н. И. Ере-
мина, образуется дополнительное количество мартенсита, частицы
карбидов. Как показали Е. 3. Винтайкин и В. Ю. Колонцов,
в сталях с повышенным содержанием хрома при отпуске могут
возникать сегрегации из атомов хрома. Кроме того, при этом
снимаются остаточные напряжения и перераспределяются дис-
локации. Нельзя точно утверждать, какой из процессов имеет
решающее значение, так как они протекают одновременно.
Своеобразным оказалось влияние отпуска на свойства стали
при циклическом нагружении. При испытаниях в области тем-
246
ператур от 20 °C идо повышенных проволока из стали 12Х18Н9Т
после отпуска обычной продолжительности имела, по данным
В. Я. Зубова и Л. А. Красильникова, более низкую живучесть,
чем неотпущенная. Причины такого влияния отпуска неясны,
но следует учитывать, что он вызывает заметное повышение
хрупкости и поэтому, возможно, облегчается развитие усталост-
ной трещины. Однако после кратковременного отпуска (20 с)
при 200 или 400 °C усталостная прочность близка к получаемой
в деформированном состоянии, но при этом улучшаются предел
упругости и релаксационная стойкость.
Судя по данным релаксационных испытаний, оптимальная тем-
пература отпуска сталей 12Х18Н10Т и 12Х18Н9Т составляет при-
мерно 450 °C. Релаксационная стойкость этих сталей до и после
отпуска при соответственных напряжениях тем ниже, чем выше
степень холодной пластической деформации.
По данным А. И. Жуковой, пружины из сталей 12Х18Н10Т
и 12Х18Н9Т после отпуска при 450 °C, 30 мин, трехкратного об-
жатия до соприкосновения витков или заневоливания в тече-
ние 1 ч могут длительно работать при 300 °C и напряжении 590—
685 МПа или при 350 °C и напряжении 440—540 МПа. Когда
пружины предназначены для работы в области климатических
температур и до 300 °C * *2, степень обжатия должна быть макси-
мальной; с повышением эксплуатационной температуры степень
обжатия должна уменьшаться (см. рис. 117). Однако, по данным
И. С. Лупакова и А. С. Столяровой, пружины из сильнонакле-
панной стали 12Х18Н9Т обладают большей стойкостью при 420
и 450 °C, чем из менее наклепанной.
Пружины из сталей 12Х18Н10Т и 12Х18Н9Т могут работать
при высоких напряжениях не только при нагреве, но и в сильно
агрессивных средах. Так, при напряжении ~ 790 МПа осадка
пружин за 5 мес. выдержки в азотной кислоте была не более
0,5 %, а при 930 МПа — не более 1,5 %,
О циклической прочности пружин из стали 12Х18Н9Т можно
судить по результатам, представленным ниже:
Рабочее напряжение, МПа . .
Разность напряжений за 1 цикл,
МПа..................... . . .
Относительная осадка, % . . . .
Число циклов до разрушения . . .
490 690 690 780
390 490 150 390
1 4 2 3
2-10е (1-6). 105 106 6-10 6*
* После дробеструйного наклепа.
*х Температура горячего заневоливания, по данным А. И. Жуковой, должна
быть на 20 °C выше температуры службы, а его продолжительность тем больше,
чем длительнее их служба.
*2 По данным В. Я. Зубова и Л. А. Красильникова, при т0 = 690 МПа и
температуре 250 °C нержавеющая сталь по релаксационной стойкости превос-
ходит углеродистую.
247
По данным А. И. Жуковой, эти пружины обладают высокой
устойчивостью и в условиях ударного нагружения. При т0 =
= 1100 4-1200 МПа и начальной скорости удара 10 м/с эти пру-
жины выдержали 12 000 ударов (при осадке по высоте 10 %),
тогда как живучесть пружин из патентированной углеродистой
стали составила 6000—8000 ударов (при осадке 15 %), и пружин
из стали 65С2ВА7000—И 000 ударов, но при осадке 3 %.
При конструировании упругих элементов из стали 12Х18Н9Т
или 12Х18Н10Т рекомендуется принимать модуль нормальной
упругости равным 186 000 МПа, а модуль сдвига 68 400 МПа.
Ниже приводятся данные об изменении модуля сдвига с темпе-
ратурой относительно величины его при 20 °C, принятой за 100 %:
Температура, °C —75,3 120 230 285 340
Изменение модуля
сдвига, % ... 102,95 96,2 91,25 88,4 88,5
По данным А. И. Жуковой, допускаемые напряжения для
пружин узлов автоматики с ограниченной долговечностью дол-
жны быть не более 1200 МПа, для пружин узлов с неограничен-
ной долговечностью (2-Ю6 циклов) — не более 600—800 МПа,
при этом верхние пределы напряжений соответствуют тонкой про-
волоке (0,2 мм), а нижние — проволоке диаметром 8 мм.
Высокими свойствами прочности, в том числе высоким преде-
лом упругости, характеризуется сталь Х18Н9СМР (ЭП414)
(см. табл. 30), в составе которой присутствует молибден и повы-
шенное содержание кремния, чем она отличается от стали типа
18-8. Эта сталь после закалки с 1000 °C упрочняется в результате
применения высоких степеней обжатия, в процессе которых про-
исходят те же субструктурные и фазовые превращения, что и
в ранее рассмотренных сталях 12Х18Н10Т и 12Х18Н9Т. Макси-
мальное значение временного сопротивления достигается после
дополнительного отпуска при' 430 °C, 2 ч, а предел упругости
при 550 °C, 4 ч. Значения предела упругости после обжатия
90 % и указанного отпуска достигают 920 МПа.
По данным фирмы Sandvik максимальные прочностные свойства
стали 11R51, близкой по составу к стали Х18Н9СМР (ЭП414),
достигается после отпуска при 450 °C, 4 ч. Прочность этой стали
может быть повышена еще, если процесс деформации чередовать
с провидением промежуточных отпусков при 430 °C.
При конструировании упругих элементов из прокатанных лент
сталей 12Х18Н10Т или 12Х18Н9Т надо учитывать значительную
анизотропию упругих и прочностных свойств. Максимальные зна-
чения предела и модуля упругости, а также энергии упругой де-
формации (огупр/2.£) достигаются в направлении, перпендикуляр-
ном направлению прокатки. Однако в этом направлении число
гибов с перегибом минимальное. Анизотропия свойств деформи-
248
рованной стали связана с образованием текстуры дислокаций й
кристаллографической текстуры, а также с анизотропным рас-
пределением остаточных напряжений.
В тех случаях, когда необходимо получить сильное деформа-
ционное упрочнение при сохранении парамагнитных свойств,
рекомендуется использовать сталь 20Х18Н9 после наклепа с об-
жатием до 80 %, когда временное сопротивление, по данным [61 ],
достигает 1800 МПа. Упрочнение указанной стали не связано
с образованием ос-фазы, так как в ней полностью сохраняется
аустенитная структуры. По-видимому, упрочнение связано с по-
вышением плотности дислокаций и дефектов упаковки. Кроме
того, на дислокациях и дефектах упаковки возникают сегрегации
из атомов углерода, а возможно образуются и дисперсные частицы
карбидов. Прочностные свойства стали 20Х18Н9 могут быть повы-
шенные в результате дополнительного отпуска при 450 °C.
В качестве высокопрочного немагнитного материала для пру-
жин используются и деформационно-стареющие стали на Fe—
Сг—Ni-основе (см. гл. IX).
Хотя пружинные аустенитные стали, упрочняемые холодной
пластической деформацией, и обладают высокими прочностными
свойствами, в том числе высоким сопротивлением малым пласти-
ческим деформациям, однако сам метод упрочнения имеет ряд
недостатков. Прежде всего, наклеп резко снижает пластичность,
и поэтому из сильнодеформированной проволоки или ленты не
удается получить пружин сложной конфигурации. Кроме того,
применение сварки для упругих элементов из наклепанной стали
вследствие сильного разупрочнения практически исключено. На-
конец, наклеп некоторых сталей приводит к образованию сс-фазы,
и сталь становится ферромагнитной, что в ряде случаев исключает
возможность ее применения.
Аустенитно-мартенситные стали, упрочняемые мартенсит-
ным превращением и дисперсионным твердением. К ним относятся
хромоникелевые пружинные стали переходного аустенитно-мартен-
ситного класса. Дополнительное легирование сталей алюминием,
титаном, молибденом и медью изменяет положение мартенситной
точки 7ИН и количество б-феррита, а также создает в мартенсите
эффект дисперсионного твердения при старении. Типичные составы
этих сталей приведены в табл. 30. В результате закалки от вы-
сокой температуры большинство сталей этой группы приобретает
аустенитную или аустенитно-мартенситную структуру. Под вли-
янием низкотемпературного охлаждения при —70 °C, 2—3 ч
(или при —50 °C ,4 ч) или отпуска при повышенных температурах
при 750 °C, 2—3 ч или холодной пластической деформации (осо-
бенно при пониженной температуре) аустенит превращается в мар-
тенсит. Если мартенсит образуется в больших количествах уже при
закалке сталей 17ХНГТ, 0Х7Н13ГТ, то возникают трудности при
холодной штамповке упругих элементов; в этом случае в значи-
тельной степени теряется важное преимущество сталей переход-
249
кого класса, а именно их лёгкая деформируемость в закаленном
(аустенитном) состоянии.
Возможность выполнения штамповки в пластичном состоянии,
а затем обработки на мартенсит имеет большое значение при изго-
товлении различных упругих элементов сложной конфигурации.
Последующее старение в интервале 350—500 °C обеспечивает до-
полнительный высокий прирост свойств.
В этих сталях 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 соот-
ветствующих коррективов в назначаемые режимы термической
обработки.
Стали переходного аустенитно-мартенситного класса не только
коррозионностойкие, ио многие из них и теплоустойчивые — их
можно использовать для пружин, работающих при повышенных
температурах. Высокие механические свойства при пониженных
и повышенных температурах и особенно значительное сопротив-
ление малым пластическим деформациям, коррозионная стойкость
и ценные технологические свойства обусловливают пригодность
сталей аустенитно-мартенситного класса для изготовления упру-
гих элементов.
Температуру закалки этих сталей устанавливают очень точно,
поскольку она определяет степень растворения карбидов и нит-
ридов хрома, молибдена, алюминия и титана, сильно влияющих
на положение мартенситной точки.
В структуре хромоникелевых сталей 09Х15Н8Ю, Х17Н7Ю1
и 06Х16Н7М2Ю, дополнительно легированных алюминием или
алюминием и молибденом одновременно, после закалки с 900—
950 °C (охлаждение в воде или на воздухе) содержится до 20 %
непревращенного аустенита. После более высокотемпературной
закалки (~ 1000 °C) количество остаточного аустенита возрастает
до 90—95 %.
В результате обработки холодом при —70 °C, 2—3 ч, напри-
мер стали 06Х16Н7М2Ю, закаленной при 900—950 °C, количество
непревращенного аустенита уменьшается с 20 до 6—8 %
(рис. 118), а после высокого отпуска (750 °C, 2—3 ч) количество
остаточного аустенита снижается до 3—5 %. Однако легирован-
ность мартенсита, возникающего при обработке холодом, оказы-
вается более высокой по сравнению с высоким отпуском, о чем,
в частности, свидетельствуют более высокие значения предела
упругости и твердости стали, обработанной холодом даже при
несколько меньшем количестве в ней мартенсита (рис. 118).
Более высокие упрочнение мартенсита, полученного обработкой
холодом, по сравнению с мартенситом высокого отпуска (рис. 119)
объясняется также и тем, что более низкая точка 7ИН дает более
измельченную его субструктуру. Структурные исследования
250
В. Б. Спиридонова и Ю. А. Скакова показывают, что кристаллы
мартенсита, возникшего при охлаждении после высокого отпуска,
представляют собой иглы с повышенной плотностью дислокаций
(~0,75-1012 см"2). Среди кристаллов мартенсита, полученных
обработкой холодом, по данным упомянутых авторов, имеются
пластины с внутренними двойниками и с почти вдвое более высокой
плотностью дислокаций (~1,85-1012 см"2). Границы двойников
препятствуют движению дислокаций, что увеличивает сопротив-
Температура закалки, °C
Рис. 118. Влияние температуры закалки
и способа получения мартенсита на
свойства стали 06Х16Н7М2Ю:
1 — охлаждение в воде; 2 — охлажде-
ние в воде и обработка холодом при
—70 °C, 2 ч; 3 — охлаждение в воде
и отпуск при 750 °C, 2 ч
Рис. 119. Изменение свойств хромоникеле-
вых сталей после закалки, обработки хо-
лодом и старения при 450 °C, стали типа:
/ — 1Х15Н9Ю; 2 — Х17Н7Ю1; 3 —
Х15Н7М2Ю; 4 — Х17Н7М2Ю; 5 —
Х17Н7Т; 6 - Х17Н7ЮТ
ление малым и большим пластическим деформациям мартенсита,
полученного обработкой холодом. Таким образом, чем выше сте-
пень легированности мартенсита и чем соответственно ниже
/Ин, тем сильнее его упрочнение при старении.
Высокий отпуск при 750 °C, 2 ч не только не обеспечивает
максимального упрочнения, но и приводит к снижению корро-
зионной стойкости вследствие выделения по границам зерен
аустенита богатых хромом карбидов, что вызывает обеднение
хромом примыкающих участков зерна.
Особое положение в группе аустенитно-мартенситных сталей
занимают хромоникелевые стали, дополнительно легированные
титаном и титаном и алюминием одновременно (см. табл. 30),
поскольку в этих сталях в результате закалки (даже без допол-
нительной обработки холодом) в значительном объеме структуры
протекает мартенситное превращение. Количество непревра-
щенного аустенита после закалки этих сталей не превышает 10 %.
Хотя в результате обработки холодом (при —70 °C, 2 ч) количе-
251
ство мартенсита лишь незначительно увеличивается (на 5 %),
но и это существенно для повышения сопротивления малым плас-
тическим деформациям.
Процесс старения хромоникелевых сталей с мартенситной
структурой, легированных алюминием, титаном или молибденом,
при температурах 400—500 °C характеризуется тремя четко раз-
личающимися 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 упрочняю-
щих фаз и обратного превращения мартенсита в аустенит (см.
рис. 119).
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 значитель-
ных деформаций — при определении твердости или временного
сопротивления.
При старении наиболее сильно упрочняются стали типа
Х17Н7ЮТ, (0,09 % С; 16—18 % Сг; 6,5—7,5 % Ni; 1,2 % Ti;
0,75 % Al) и 06Х16Н7М2Ю (см. рис. 119 и 120). После старения
при 450 °C в течение 6 ч предел упругости закаленной и обрабо-
танной холодом стали типа Х17Н7ЮТ о0,оо2 = 1080-т-1130 МПа
при твердости HV 530, а высокопрочной стали 06Х16Н7М2Ю
790—840 МПа при HV 480.
Упрочнение хромоникелевых сталей, легированных алюминием,
молибденом и титаном, при старении обусловлено взаимодействием
атомов примесей с дислокациями в условиях их высокой плотности
и образованием на них сегрегаций или зон. Частиц избыточных
фаз в структуре стали, обладающей максимальным упрочнением,
не обнаруживается. Ю. А. Скаков наблюдал в состоянии макси-
мальной прочности стали 09X15Н8Ю сверхструктурные отражения
типа {100}, хотя никаких изменений в структуре стали электрон-
но-микроскопически не обнаруживается. Они выявляются лишь
после длительного старения, когда уже наблюдается разупрочне-
ние. Только после старения при 500—550 °C, 1000 ч на элект-
ронных микрофотографиях видны выделения, имеющие обычно
равноосную форму: их величина в стали 06X15Н8Ю после старе-
ния при 550 °C, 10 ч составляет 10—20 нм, а концентрация —
более 1014 см-3. Выделяющиеся частицы представляют собой
соединения типа NiAl с периодом решетки 0,288 ± 0,002 нм.
Аналогичная картина наблюдается и при старении стали
06Х16Н7М2Ю, так как присутствие в ней молибдена (2—3 %)
не приводит к образованию каких-либо новых фаз и лишь стаби-
лизирует дислокационную структуру.
Ю. А. Скаков в хромоникелевых сталях с добавками алюминия
и титана —типа Х17Н7ЮТ, 17ХНГТ (ЭИ814) и 0Х7Н13ГТ
252
(ЭИ816) в случае очень длительного старения при 500 °C (1000—
3000 ч) наблюдал выделение о-фазы, а при более высокой темпе-
ратуре (600 °C) — выделение трфазы (Ni3Ti). Результаты этого
фазового анализа не противоречат выводам Н. Ф. Лашко и
К. П. Сорокиной об образовании упорядоченных фаз типа NiAl,
поскольку линии о- и т|-фаз накладываются на систему линий
NiAl. Возможно, что фазы типа NiAl в сталях типа Х17Н7ЮТ
и др., являющиеся метастабильными, после очень длительных
выдержек при 500 °C заменяются более стабильной о-фазой.
Кроме выделения фаз, определенную роль в упрочнении ау-
стенитно-мартенситных сталей при старении играет процесс пере-
распределения дислокаций, возникающих в результате фазового
наклепа, и образование в мартенсите сегрегаций из атомов угле-
рода (или азота) или выделение частиц карбидов типа /И23С6,
когерентно связанных с матрицей.
Для всех сталей продолжительность старения, соответствую-
щая достижению максимальных значений предела упругости, тем
меньше, чем выше температура этого термически активируемого
процесса. В случае старения при 450 °C и особенно при 500 °C
после достижения максимума предела упругости и твердости на-
блюдается их понижение, что объясняется обособлением частиц
выделений, их коагуляцией, уменьшением плотности дефектов
строения и обратным превращением М-+А.
Наиболее устойчива против отпуска сталь 06Х16Н7М2Ю,
дополнительно легированная молибденом и алюминием. Менее
устойчивы стали 09Х15Н8Ю, Х17Н7Ю1, дополнительно легиро-
ванные одним алюминием. Стали с титаном — Х17Н7Т и типа
Х17Н7ЮТ — занимают промежуточное положение, но все же
уступают сталям типа 0Х16Н7М2Ю.
Из данных, приведенных на рис. 119 и 120, видно, что между
пределом упругости сталей 09X15Н8Ю и 06Х16Н7М2Ю и упругим
гистерезисом, как на это указывалось выше, существует прямая
связь. Минимум упругого гистерезиса соответствует максимуму
предела упругости. Поскольку абсолютное значение предела
упругости стали 06Х16Н7М2Ю выше, чем стали 09Х15Н8Ю,
то и неупругие эффекты у первой стали развиваются в меньшей
степени, чем у второй. Минимальное значение гистерезиса, изме-
ренного при напряжении, равном ог0,002, для стали 09Х15Н8Ю
составляет по данным А. Ю. Акимовой, Т. И. Родькиной
и А. Г. Рахштадта, 0,22 % (о0,002 = 490 МПа), а для стали
06Х16Н7М2Ю равно 0,13 % (<уо,оо2 = 830 МПа).
По данным А. Л. Селяво, пружины из стали типа 09Х15Н8Ю
после закалки, обработки холодом и старения обладают высокой
релаксационной стойкостью при 350 °C (испытание 300 ч и т0 =
= 540 МПа). Поэтому они могут длительно работать при 300 °C
и кратковременно — при 350 °C.
М. Глоггом были проведены сравнительные испытания на
релаксацию напряжений пружин из сталей типа 09Х17Н7Ю1
253
и типа 18-8. Предварительно навитые пружины перед испытанием
подвергали отпуску в течение 1 ч: из стали типа 09Х17Н7Ю1 —
при 470 °C, а из стали типа 18-8 *— при 450°C. Пружины из стали
типа 09Х17Н7Ю1 при т0 = 550 МПа за 96 ч релаксируют (если
судить по изменению высоты пружины) на 6 и 15 % соответственно
при 340 и 395 °C. Такая остаточная деформация на пружинах
из стали типа 18-8 достигалась при температурах на 38—65 °C
более низких, чем на пружинах из стали 09Х17Н7Ю1. Это озна-
чает, что рабочие температуры для пружин из стали типа
09Х17Н7Ю1 выше, чем для пружин из стали типа 18-8. Относи-
тельное изменение модуля упругости для стали типа 09Х17Н7Ю1
меньше, чем для стали типа 18-8.
Свойства стали переходного аустенитно-мартенситного класса
можно существенно повысить путем термомеханической обработки,
осуществляемой по схеме закалка — холодная пластическая де-
формация — старение или по схеме ВТМО.
Холодная пластическая деформация хромоникелевых сталей
переходного класса сильно упрочняет мартенсит и способствует
превращению аустенита в мартенсит.
Для сталей 09Х15Н8Ю, 09Х17Н7Ю1, 06Х16Н7М2Ю, содер-
жащих после высокотемпературной закалки в структуре до
80 .% непревращенного аустенита, эффективность холодной пла-
стической деформации следует связывать с превращением этих
участков аустенита в мартенсит и с наклепом всех присутствующих
фаз. Так, в структуре стали 06Х16Н7М2Ю после закалки с 1000 °C
и последующей холодной пластической деформации с обжатием
50 % количество остаточного аустенита, по данным А. Ю. Аки-
мовой и автора, уменьшилось с 80 до 5 %, что в частности, сказа-
лось 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 6-феррита, количество которого в структуре закален-
ных сталей доходит до 15—20 %; рост о0,оо2 стали типа Х17Н7ЮТ
связан исключительно с деформационным наклепом, вызванным
возникающими при этом изменениями субструктуры стали.
Холодная пластическая деформация хромоникелевых сталей
аустенитно-мартенситного класса заметно ускоряет процесс по-
следующего старения и повышает абсолютные значения упрочне-
ния (рис. 120).
Наиболее высоким сопротивлением малым й большим пласти-
ческим деформациям при старении после предварительной холод-
ной пластической деформации характеризуется сталь типа
Х17Н7ЮТ. В результате старения при 500 °C в течение 2 ч о0)002
этой стали после предшествующей холодной пластической дефор-
мации с обжатием 50 % составляет 1500 МПа, в твердость HV 620.
* Рекомендуют также отпуск при 450 °C, 9,5 ч.
254
Существенно, НТО и после двойной термической обработки (за-
калки и старения) сталь типа Х17Н7ЮТ также обладает высокими
прочностными свойствами.
Релаксационная стойкость аустенитно-мартенситных сталей,
как и сопротивлением их малым пластическим деформациям,
определяется способом получения мартенсита. Наибольшей ре-
лаксационной стойкостью обладает сталь, подвергнутая ТМО
по схеме закалка — холодная пластическая деформация — ста-
Время старения, ч
Рис. 120. Влияние продолжительности старения при 450 °C на свойства стали
06Х16Н7М2Ю. Исходное состояние:
1 — закалка с 950 °C и обработка холодом; 2 — закалка и деформация 25 %;
3 — закалка и деформация 50 %
рение-. Таким образом, холодная пластическая деформация по-
вышает и абсолютную величину упрочнения, и его стабильность,
но может рекомендоваться для таких упругих элементов, при из-
готовлении которых может быть использована сталь в твердом,
т. е. в сильно упрочненном состоянии. Самой высокой релаксацион-
ной стойкостью при or0 = <j0)002 обладают стали типа Х17Н7ЮТ
и 06Х16Н7М2Ю (рис. 121).
В отличие от холодной пластической деформации ВТМО хромо-
никелевых сталей переходного класса, особенно 09Х15Н8Ю,
09Х17Н7Ю1, 06Х16Н7М2Ю, по данным А. Ю. Акимовой и
А. Г. Рахштадта, сильно повышает устойчивость аустенита.
Наиболее эффективный метод распада аустенита после
ВТМО — совместное использование высокого отпуска при 750 °C,
2 ч в сочетании с последующей обработкой холодом при —70 °C,
2 ч. Если в сталях Х17Н7Т и типа Х17Н7ЮТ превращение ау-
стенита в мартенсит при обычной закалке происходит почти
полностью, то после ВТМО все же фиксируется, правда небольшое
количество, остаточного аустенита, который превращается в ре-
255
^ультате последующей обработки холодом при —70 °C в течение
2—3 ч. ВТМО этих сталей интенсифицирует процесс последующего
старения, а также сильно повышает абсолютную величину упроч-
нения, что связано с ростом плотности дефектов и их влиянием на
ускорение диффузионных процессов. Так, если после закалки,
обработки холодом и старения при 450 °C, 3 ч предел упругости
Рис. 121. Влияние способа получения мартенсита на релаксационную
стойкость хромоникелевой стали Х17Н7ЮТ (п) и 06Х16Н7М2Ю (б)
[147]:
Кри-
вая
Исходное состояние
<*0,002
(начальное
напряжение),
МПа
1
2
3
4
5
6
7
Закалка, отпуск при 750 °C, 2 ч, старение при
450 °C
Закалка, обработка холодом при —70 6С,
2 ч, старение при 450 ЬС
То же
Закалка, холодная пластическая деформа-
ция 25%, старение при 450 °C
То же
» и деформация 50%
» » » 50%
765
840
1060
1250
1390
1430
1460
стали Х17Н7ЮТ п0)002 = 1060 МПа, то после ВТМО при 950 °C
с обжатием 50 % и старения при 450 °C, 2 ч о0)002 = 1390 МПа.
В результате ВТМО также повышается и твердость (с HV 500
до 550). Абсолютные значения упрочнения, полученные на стали
типа Х17Н7ЮТ в результате старения как после предшествующей
холодной пластической деформации, так и ВТМО (при 950—1000 °C),
практически одинаковы, хотя относительный прирост свойств
после ВТМО, по данным А. Ю. Акимовой и А. Г. Рахштадта,
выше. После ВТМО сталь типа Х17Н7ЮТ имеет невысокую твер-
дость (HV 190—310) по сравнению с получаемой после холодной
пластической деформации, что улучшает ее обрабатываемость.
Кроме того, ВТМО, стали Х17Н7ЮТ, 09Х17Н7Ю1 и других уве-
256
личиваёт сопротивление её микропластическим деформациям й
коэффициент упрочнения, поскольку большинство дислокаций
оказываются связанными выделениями, которые возникают при
охлаждении и закрепляют полигональную субструктуру. Раз-
витие неупругих эффектов (гистерезиса и последействия) в ре-
зультате ВТМО заметно снижается.
Поэтому применение ВТМО для стали типа Х17Н7ЮТ, а также
сталей 09Х17Н7Ю1 и 06Х16Н7М2Ю — весьма эффективный спо-
соб упрочнения упругих элементов, изготовление которых тре-
бует значительных обжатий. Прочностные свойства, в том числе
сопротивление малым пластическим деформациям аустенитно-
мартенситных сталей переходного класса, могут быть существенно
улучшены в результате применения двойного старения. Так,
^002 стали типа Х17Н7ЮТ, достигающий после закалки и ста-
рения при 450 °C, 6 ч величины 1060 МПа, при последующем
дополнительном старении при 400 °C, 12 ч возрастает до 1180—
1230 МПа. Соответственно снижаются прямое упругое последей-
ствие и гистерезис.
Наряду с высокими упругими свойствами стали аустенитно-
мартенситного класса обладают коррозионной стойкостью, близ-
кой 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. Стойкость против коррозии
снижается по сравнению с закаленным состоянием после термиче-
ской обработки на высокую прочность.
В кипящей 30 %-ной азотной кислоте скорость коррозии после
термической обработки (нормализация при 950 °C, обработка хо-
лодом при —70 °C и старение при 350 °C) стали 09Х15Н8Ю не
превышает 0,10 мм/год, а после старения на высокую прочность
(при 475 °C) она составляла 1,0—2,5 мм/год. В той же кислоте,
но при 40 °C, скорость коррозии стали 09Х15Н8Ю, по данным
М. Б. Шапиро, менее 0,001 мм/год. Существенно, что, по данным
А. Ю. Акимовой, Т. И. Родькиной и А. Г. Рахштадта, стали
06Х16Н7М2Ю, 09Х17Н7Ю1 и типа Х17Н7ЮТ мало изменяют свои
свойства несовершенной упругости под действием сильно агрес-
сивных сред. На примере испытаний упругих чувствительных эле-
ментов показано, что сталь 09Х17Н7Ю1 отличается высокой кор-
розионной стойкостью в 30- и 100 %-ной азотной кислоте.
Для изготовления упругих элементов, работающих в условиях
коррозионного воздействия, разработана сталь 16ХНКГМБ-ВИ
(ЭП899-ВИ), имеющая, согласно ТУ14-1-2745—79, следующий
химический состав: <0,05 % С; <0,3 Si; 0,8—1,2 % Мп; 15 —
16 % Сг; 6,5—7,5 % Ni; 0,5—1,0 Ti; 0,3—0,5 % Al; 3,0 —
3,5 % Со; 2,3—2,9 % Мо; 0,3—0,5 % Nb; <0,008 % В и
<0,05 % Се (по расчету) [263]. Эта сталь является дисперсионно-
гвердеющей в результате выделения при старении интерметалли-
дов типа Ni3(Ti, Al), Ni3(Mo, Ti) фазы Лавеса Fe2(Nb, Мо), а
9 Рахштадт А. Г
257
Таблица з1. мехАническйе Свойства сталей аУСТеййТйо-
И МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ ПОСЛЕ ОПТИМАЛЬНОЙ ТЕР
Марка или Режим термической а0,2 апц а0,002 6 ф
тип стали обработки МПа %
09Х15Н8Ю Закалка 900 °C, обработ- ка холодом — 70 °C, 2 ч, старение 450 °C, 4 ч 1180 990 800 480 18 56
Х17Н7Ю1 Закалка 950 °C, обработ- ка холодом — 70 °C, 2 ч, старение 450 °C, 4 ч 1550 1400 1300 1000 13 51
06Х16Н7М2Ю Закалка 950 °C, обработ- ка холодом 70 °C, 2 ч, старение 450 °C, 10 ч 1560 1450 1320 950 12 49
03Х12Н10Д2Т щ.- й Закалка 870 °C, обработ- ка холодом — 70 °C, 2 ч, старение 450 °C, 6 ч 1800 1700 1400 1300 10 —
Х12Н4К15М4Т Закалка 1000 °C, обработ- ка холодом — 70 °C, 16 ч, старение 550 °C, 10 ч 1700 1560 1490 1230 11
также карбидов Л423С6 и NbC. Частицы этих фаз обнаруживаются
элейтронно-микроскопическим методом лишь на стадии перестари-
вания, тогда как на стадии, отвечающей максимальному упроч-
нению, они из-за высокой дисперсности на выявляются. Термиче-
ская обработка упругих элементов из стали 16ХНКГМБ-ВИ
состоит из закалки с 1000—1020 °C с охлаждением в воде, обра-
J ботки холодом при —196 °C для превращения остаточного аусте-
i нита, количество которого достигает 50 —60 %, и старения при
I 500 °C, 2 ч. После этой обработки при температуре испытания
20 °C сгв > 1400 МПа; о0)2 > 1250 МПа; <тПц (при изгибе)
2>1000 МПа; Е-103 > 200 МПа; 6 > 4 %; HRC 48. Еще более
высокий уровень прочности достигается в результате использо-
вания НТМО, включающей закалку, деформацию с обжатием
30 %, в процессе которой происходит образование мартенсита
деформации и старения при 500 °C, 2 ч. В этом случае при 20 °C
сгв > 1650 МПа; ст0)2 1580 МПа; опц (при изгибе) ^1480 МПа;
HRC 50 и 6 > 1 %. При понижении температуры до —196 °C
оЕ и <т012 возрастают до 2100—2150 и 1900—1950 МПа соответст-
венно. При повышении температуры испытаний до 400 °C наблю-
дается заметное снижение прочности стали после указанного ре-
жима ТНМО: ов 2s 1450 МПа; <т0)2 > 1350 МПа; <тпц (при из-
гибе) ^>1200 МПа. Примерно в той же степени снижаются проч-
ностные характеристики стали и после закалки и старения. На
основании указанных данных авторы [263] считают, что сталь
16ХНКГМБ-ВИ можно использовать как при низких, так и при
температурах до 400 °C, т. е. в более широком температурном ин-
258
МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА
МИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
HV Гистерезис Г- 10е (СГо = == 600 МПа), мм Прямое упругое последей- ствие* 108 (а0 = == 600 мпа), мм/мм
400 4,7 2,0
460 4,7 2,0
480 6,8 3,5
450 0,59 —-
470 0,9 0,7
тервале, чем стали 0X17НГТ(ЭИ814)
и 07ХН13ГТ (ЭИ816).
Важно, что сталь 16ХНКГМБ-ВИ,
обладая более высоким уровнем проч-
ности, характеризуется высокой кор-
розионной стойкостью, в частности
в морской воде, и не склонна к меж-
кристаллитной коррозии и к корро-
зии под напряжением,
Для сохранения высокой корро-
зионной стойкости термическую об-
работку пружин и упругих элементов
из сталей аустенитно-мартенситного
класса, как и из аустенитных сле-
дует выполнять в нейтральной среде
(азот, аргон, вакуум). После терми-
ческой обработки целесообразно про-
водить электрополирование пружин.
Хотя на сталях аустенитно-мар-
тенситного класса и может быть
достигнуто достаточно высокое уп-
рочнение, включая и высокие зна-
чения предела упругости, но все же на мартенситно-стареющих
сталях прочностные свойства выше и соответственно ниже вели-
чина упругого гистерезиса и упругого последействия (табл. 31).
Однако пластичность и вязкость сталей первого класса выше.
Аустенитные дисперсионно-твердеющие коррозионностойкие и
немагнитные сплавы. Сплавы этой группы наряду с коррозионной
стойкостью и немагнитностью обладают высокими механическими
свойствами, в частности высоким сопротивлением малым пласти-
ческим деформациям при нормальной и при повышенной темпера-
турах. Это достигается в результате закалки и старения или тер-
момеханической обработки (ПТМО), состоящей из закалки, хо-
лодной пластической деформации и старения. Кроме того, аус-
тенитные дисперсионно-твердеющие сплавы и стали на основе
системы Fe—Ni—Сг обладают ценными технологическими свой-
ствами — высокой пластичностью после закалки, что позволяет
изготовлять упругие элементы методом штамповки, проводить
сварку, а затем завершающую упрочняющую обработку—ста-
рение, придающее изделиям необходимый комплекс механических
свойств и фиксирующее их форму.
Аустенитные дисперсионно-твердеющие сплавы можно разде-
лить на сплавы на основе системы Fe—Ni—Сг и сплавы на основе
системы Со—Ni—Сг.
Сплавы на основе системы Fe—Ni—Сг. Сплавы 36НХТЮ,
36НХТЮМ5, 36НХТЮМ8 и другие широко используют в при-
боростроении для изготовления упругих чувствительных эле-
ментов, разнообразных пружин и деталей приборов. Они отли-
9* 259
ТАБЛИЦА 32. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ 36НХТЮ,
36НХТЮМ5, 36НХТЮМ8 ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ
(ПО ДАННЫМ [158] И АВТОРА)
Марка сплава Термическая обработка аВ’ МПа а0,2’ МПа а0,002> МПа 6. % НВ
36НХТЮ Закалка 950— 1100 °C, вода 600—700 300—350 — 34—36 150—160
36НХТЮ Закалка 950 °C, вода; старение 675 °C, 4 ч, 1150— 1250 800—1000 765—880 12—18 330—350
36НХТЮМ5 воздух Закалка 980— 1000 °C, вода 850—900 500—600 — 25—30 200—215
36НХТЮМ5 Закалка 980 °C, вода, старение 750 °C, 4 ч, 1250— 1400 900—1100 830—930 ^8 400—420
36НХТЮМ8 воздух Закалка 980— 1000 °C, вода 900—950 590—695 — 20—25 215—230
36НХТЮМ8 Закалка 1000 °C вода, старение 750 °C, 4 ч, воздух^ 1400— 1500 1100— 1150 930—980 ^8 440—450
* По данным автора.
чаются достаточно высокой коррозионной стойкостью в атмосфер-
ных условиях, немагнитностью и сохраняют немагнитность вплоть
до низких температур. Сплавы, содержащие молибден, кроме того,
имеют повышенную теплостойкость, коррозионную стойкость
в условиях тропического климата, в сернистой нефти и обладают
кратковременной стойкостью в растворах азотной кислоты. Од-
нако рост разнообразных требований к пружинным сплавам при-
вел к разработке ряда новых сплавов на этой основе. К ним от-
носятся сплавы, сохраняющие немагнитность до криогенных
температур (сплав ЗОНХГТЮБ), более теплостойкий, прочный
и коррозионностойкий 03Х17Н40МТЮБР (ДИ49) и др. Химиче-
ский состав сплавов приведен в табл. 30.
После термической и термомеханической обработки указанные
сплавы обладают, согласно ГОСТам и ТУ свойствами, представ-
ленными в табл. 32.
Ниже рассматриваются особенности структурных превраще-
ний и связанные с ними закономерности упрочнения этих сплавов,
а также основные технологические процессы термической и ме-
ханико-термической обработки, позволяющие создать в сплавах
оптимальное структурное состояние и обеспечить тем самым наи-
высший комплекс физико-механических Свойств.
260
Сплав 36НХТЮ *. Сплав 36НХТЮ содержит значительное
количество никеля и хрома, что обеспечивает устойчивую аусте-
нитную структуру и одновременно повышенную коррозионную
стойкость.
Присутствие в ограниченном количестве алюминия во избе-
жание усиления тенденции к образованию сг-фазы, необходимо
для "улучшения пластичности сплава и стабилизации /-фазы
с тем, чтобы уменьшить эффект перестаривания с образованием
ц-фазы. По данным [159], в составе сплава типа 36НХТЮ было
бы полезным иметь некоторое количество ниобия для связывания
углерода в карбиды. Это позволило бы стабилизировать эффект
упрочнения, так'как тогда весь вводимый в сплав титан исполь-
зовался бы для образования /-фазы. Значительный эффект дис-
персионного твердения в сплаве обусловлен переменной раствори-
мостью в железоникельхромовом у-твердом растворе титана и
алюминия, которые с никелем и железом образуют метастабиль-
ную интерметаллидную /-фазу типа (Fe, Ni)3 (Ti, Al). В равно-
весном состоянии структура сплава состоит из у-твердого раствора
и стабильной гексагональной ц-фазы (Ni3Ti).
В зависимости от условий термической обработки сплав 36НХТЮ при нор- /
мальной температуре может находиться в гомогенном (однофазном) или гетеро-
генном (двух- или трехфазном) структурном состоянии.
Однофазное состояние — метастабильный у-твердый раствор — в сплаве
может быть зафиксировано путем резкого охлаждения от температур >950 °C
[62]. При нагреве до 800—900 °C сплав еще сохраняет двухфазную структуру.
После длительных выдержек имеем у-твердый раствор и грфазу, при более кратко-
временном нагреве кроме т]-фазы может присутствовать и /-фаза. При превыше-
нии 900 °C свойства и состояние сплава резко изменяются, так как сильно воз-
растает растворимость избыточных фаз ц или у'. Растворение /-фазы происходит
непрерывно независимо от структурного механизма ее образования. В то же
время механизм растворения трфазы оказывается таким же, каким был механизм
ее образования, т. е. в случае возникновения видманштеттовой структуры пла-
стины rj-фазы растворяются непрерывно, а ламели т)-фазы, возникшие по преры-
вистому механизму, растворяются прерывистым образом [160].
Как показывает рис. 122, нагрев сплава до 950 С сопровождается практи-
чески полным растворением избыточной интерметаллидной фазы и достижением
почти предельной концентрации твердого раствора. Возможно, что распределе-
ние легирующих элементов в твердом растворе не вполне однородно, особенно
в районе границ зерен, поскольку некоторые из компонентов, присутствующих
в сплаве, в частности алюминий и титан, — поверхностно-активные. В сплаве,
закаленном от температур 950—1000 °C, обнаружены дисперсные карбидные
частицы: в основном это, по данным А. В. Смирновой и [161 ], карбид хрома типа
М23Сб, а также небольшое количество карбида (или карбонитрида) титана TiC
(или TiCN), причем значительная часть карбидных (или карбонитридных) ча-
сгиц расположена по границам зерен [161].
При повышенных температурах закалки процесс растворения указанных
карбидных (или карбонитридных) фаз обеспечивает некоторое дополнительное
обогащение твердого раствора такими легирующими элементами, как хром и
читан, однако одновременно наблюдается значительный рост зерен, поскольку
благодаря интенсивной зернограничной диффузии в первую очередь растворяются
именно пограничные карбидные частицы и прекращается их влияние как эффек-
* Написано совместно с канд. техн, наук О. М. Хововой.
261
тивных стопоров большеугловых границ. По данным [161], после закалки
с 1150 °C количество карбидных частиц в сплаве резко уменьшается. Авторы
объясняют это завершением растворения карбида хрома. После закалки с 1280 °C
в твердом растворе находится незначительное количество нерастворенных ча-
стиц; как полагают авторы работы [162], это могут быть частицы окислов и
карбида титана.
Растворение карбидных частиц должно увеличивать пластичность сплава,
тогда как происходящий при этом рост зерна, особенно когда его величина зна-
чительна (например, после закалки с 1100 °C), ведет к значительному снижению
пластичности.
Электронно-микроскопические исследования закаленного сплава 36НХТЮ
показали типичную для твердых растворов структуру с довольно большим ко-
личеством дислокаций, образующих плоские скопления, как правило, располо-
Рис. 122. Свойства сплава 36НХТЮ в зависимости от
температуры закалки (выдержка при нагреве 2 мин,
охлаждение в воде). D — размер зерна
женные вблизи нерастворенных частиц и в пограничных зонах; плотность дисло-
каций понижается при повышении температуры закалки [161, 162]. Авторы
также отмечают, что часто, особенно при пониженной температуре закалки
(970 °C), границы зерен имели пилообразный вид, аналогичный наблюдавшемуся
авторами работы [163].
Следует отметить, что не все дислокации, присутствующие в сплаве, при
нагреве являются эффективными стоками вакансий, и поэтому количество ва-
кансий с повышением температуры закалки растет, правда, не очень значи-
тельно. Миграция избыточных вакансий может вызвать изменения в распределе-
нии атомов в решетке твердого раствора, которое после закалки не является
статистически неупорядоченным.
Ряд косвенных данных, в частности уменьшение удельного электросопро-
тивления закаленного сплава после холодной пластической деформации (рис. 123),
позволяет предположить, что для закаленного пересыщенного твердого раствора
уже характерна некоторая степень концентрационного расслоения, которое воз-
можно, сопровождается образованием локально упорядоченных областей. Явле-
ние концентрационного расслоения твердого раствора зафиксировано в сплаве
после закалки во всем исследованном интервале температур (от 900 до 1100 °C),
тем не менее можно по этим Же данным отметить тенденцию возрастания однород-
ности твердого раствора при повышении температуры закалки.
Свойства сплавов после старения зависят не только от температуры нагрева
при закалке, обеспечивающей высокую степень пересыщения твердого раствора,
его однородность и влияющей на способность границ зерен к миграции при по-
следующем старении, но и от скорости охлаждения. Согласно данным [62], эта
262
скорость должна быть возможно высокой, и поэтому обычно в качестве охлаж-
дающей среды применяют воду с температурой 20 °C. При использовании ваку-
умных закалочных печей изделия или заготовки можно охлаждать в силиконовом
масле.
Температура закалки, °'С
Рис. 123. Изменение удельного элек-
тросопротивления закаленного
сплава 36НХТЮ после холодной
пластической деформации, %:
1 — 0; 2 — 10; 3 — 50
Рис. 124. Изменение микротвердости и
объемной доли прерывистого распада (QnP
в сплаве 36НХТЮ в процессе старения
при 550 °C. Исходное состояние: закалка
с 970 °C
К-1(Г,0м
Рис. 125. Влияние температуры старе-
ния на электросопротивление сплава
36НХТЮ. Исходное состояние:
1 —закалка с 1150 °C; 2 —закалка
с 970 °C; 3 — холоднодеформированное
состояние [165]
Гетерогенное (двух- или трехфазное') состояние сплава 36НXTЮ, как указы-
валось выше, может быть зафиксировано в результате замедленного охлаждения
сплава из однофазной области или в результате распада пересыщенного твердого
раствора в процессе старения. Научный
и практический интерес представляет
рассмотрение особенностей структурного
состояния сплава, формирующегося в ре-
зультате распада пересыщенного твер-
дого раствора при старении.
Распад пересыщенного твердого рас-
твора, по данным [162], в закаленном
сплаве наблюдается при температурах
старений не менее 600 °C. Однако, по
данным О. М. Хововой, он отмечается уже
при 550 °C (рис. 124).
При более низкой температуре ста-
рения электронно-микроскопические ис-
следования не обнаруживают микрострук-
турных изменений и наличия вторичных
фаз [162], однако при помощи изме-
рения удельного электросопротивления
(рис. 125) и микротвердости авторами
1162—164 ] были зафиксированы изменения
свойств, которые характерны для процес-
сов атомного перераспределения, пред-
шествующих образованию избыточной
(разы. Нагрев закаленного сплава при
температурах 20—550 °C способствует
дальнейшему протеканию в пересыщен-
ном твердом растворе процессов концентрационного расслоения и локального
упорядочения, которые, как указывалось выше, частично происходят уже при
нагреве под закалку и во время охлаждения при закалке. Степень концентра-
ционного расслоения и образования локальных упорядоченных областей в пере-
сыщенном твердом растворе зависит от температуры нагрева при старении и
контролируется, судя по значениям энергии активации, миграцией вакайсий:
263
Парных при температурах 20—175 °C, избыточных—при 175—400 °C и равно-
весных (тепловых) — при 400—500°C [164]. По мнению авторов, первая и вто-
рая стадии связаны с образованием в пересыщенном твердом растворе в процессе
расслоения областей ближнего порядка, которые частично фиксируются и в про-
цессе самой закалки. Образование этих областей обусловливает уменьшение
количества электронов проводимости и проявляется поэтому в повышении удель-
ного электросопротивления. Третью стадию авторы связывают с появлением
в твердом растворе локально упорядоченных областей, близких по составу к (Ni,
Fe)3(Ti, Al), которые и могут стать зародышами этой новой фазы —7'.
Обоснованность такой интерпретации результатов, при которой третья
стадия атомного перераспределения рассматривается фактически как своеобраз-
р.мкОм-м HV р,мкОм-м HV
Время старения, мин
Рис. 126. Изменение свойств сплава^ЗбНХТЮ’в результате старения при 500 (а), 600
(б), 650 (в), 700 (г), 750 (д) и 800 °С’(е). Исходное состояние: закалка с 950 °C в воде
(М. А. Штремель, А. Г. Рахштадт)
ная стадия предвыделения х, нашла свое подтверждение при изучении начальных
стадий старения в закаленном и деформированном после закалки сплаве.
Анализ данных, представленных на рис. 125, показывает, что интенсивность
развития процессов атомного перераспределения на третьей стадии в значительной
степени определяется исходным состоянием сплава: для деформированного после
закалки сплава она наибольшая, тогда как после высокотемпературной закалки
(1150 °C) эта стадия вообще практически не проявляется. Как и следовало ожи-
дать, с этой закономерностью полностью совпадает характер влияния исходного
состояния сплава на температуру начала распада пересыщенного твердого рас-
твора: в сплаве, деформированном после закалки, распад зафиксирован уже при
температуре старения 500 °C, тогда как для сплава, закаленного при 970 °C, на-
чало распада отмечено только при 550 °C; при повышении температуры закалки
температура начала распада твердого раствора, по данным В. В. Караваевой
и В. Ф. Суховарова, продолжает возрастать. Иными словами, при более полном
протекании стадии предвыделения, характеризующейся образованием в твердом
растворе локально упорядоченных областей, наблюдается снижение темпера-
туры начала собственно распада пересыщенного твердого раствора.
1 По данным [62], это структурное состояние, характеризуемое повышенным
электросопротивлением и твердостью, можно устранить последующим нагревом
при 700 °C в течение 5 с.
264
Старение сплава при 600 °C, отвечающее начальным стадиям распада, при-
водит к существенным изменениям физико-механических свойств (рис. 126) —
сильно увеличиваются твердость (до HV 440), временное сопротивление (до
1380 МПа) и о0>002 (до 750 МПа). Повышение температуры старения до 650—750 °C
ускоряет изменение свойств. Так, достижение максимума упрочнения (предела
упругости) отвечает продолжительности старения 16 ч при 600 °C, 4 ч при
650 °C, 2—3 ч при 700 °C и 1 ч при 750 °C. В процессе старения изменяются
и многие другие свойства, в том числе модули нормальной упругости и сдвига,
которые заметно возрастают (рис. 127), Учитывая, что рост модуля упругости
и повышение степени упрочнения идут почти параллельно, можно предположить,
E-W*rina
О 1 Z 3 4
Время старения, ч
Рис. 127. Зависимость модуля нормальной
упругости Е, модуля сдвига G и фона вну-
треннего трения СГ1 сплава 36НХТЮ от про-
должительности старения при температуре °C,
/ — 700; 2 — 650; 3 - 600
Q-103 G-10'^Па
О 150 300 050 600 750
Температура. °C
Рис. 128. Температурная зависимость
внутреннего трения Q”1 и модуля сдвига
G сплава 36НХТЮ:
1 — после закалки с 950 °C; 2 — после
закалки с 950 °C и старения при 650 °C,
4 ч
что определенную роль здесь играет образование интерметаллидных фаз, обла-
дающих высоким модулем упругости, и снижение величины неупругой (обра-
тимой) деформации, поскольку в результате старения создаются препятствия об-
ратимому и необратимому перемещению дислокаций. Интересно, что после ста-
рения, отвечающего максимальному упрочнению, зернограничный пик внутрен-
него трения смещается в область более повышенных температур и замедляется
рост фона внутреннего трения (рис. 128), что свидетельствует об ослаблении
релаксационных процессов как по границам зерен, так и в их объеме.
В ранних работах А. В. Смирновой, а также автора было показано, что при
распаде пересыщенного твердого раствора сплава 36НХТЮ в зависимости от
условий старения образуются две фазы: на начальной стадии — соединение
состава (Ni, Fe)3(Ti, Al) с г. ц. к.-решеткой (у'-фа3а), которое на стадии II ста-
рения (при высоких температурах или длительных выдержках) заменяется ста-
бильной фазой состава Ni3Ti с гексагональной решеткой (т]-фаза)х.
В ряде последующих работ с применением просвечивающей электронной
микроскопии процесс распада пересыщенного твердого раствора был подвергнут
детальному и всестороннему изучению. Результаты этих работ позволяют доста-
точно полно охарактеризовать особенности структурного состояния сплава
36НХТЮ после старения.
1 Следует отметить, что в этих работах содержатся сведения о выделении
(разы типа (3N3Ti; эти результаты не нашли подтвержденця [165, 166].
При анализе микродифракционной картины, снятой с образцов закаленного
сплава 36НХТЮ после старения в диапазоне температур от 600 до 800 °C, кроме
основных рефлексов г. ц. к.-матрицы обнаруживаются сверхструктурные реф-
лексы, принадлежащие также г. ц. к.фазе, которая, по данным А. В. Смирновой
и [162, 165], упорядочена по типу Л/2. Минимальный размер частиц у'-фазы,
обнаруживаемых на микроэлектронограмме, составил 5 нм (частицы меньших
размеров не выявлялись и о наличии распада твердого раствора при кратко-
Рис. 129. Непрерывное (а) и прерывистое (6) выделения у'-фазы:
а (верх) — 800 °C, 10 ч. X 30 000; а (низ) — 650 °C, 10 ч. X 75 000; б (верх) —
750 °C, 2 ч. X 650; б (низ) — 750 °C; 2 ч. X 28 000
266
временных выдержках можно Судить лишь по так называемой крапчатой струк-
туре) [166]. Вид дифракционного контраста свидетельствует о том, что он обус-
ловлен различием структурных факторов изоморфных фаз с решеткой г. ц. к.:
у'-фазы и матрицы. Независимо от времени старения дифракционный контраст
в результате деформации возле частиц у'-фазы не наблюдается, что свидетель-
ствует о минимальном различии параметров решеток этих фаз. Размерное несо-
ответствие их решеток зависит от температуры старения и составляет по разным
данным 0,2 % [165] или 0,3—0,39% [167].
Просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг позволила уста-
новить, что у'-фаза в сплаве после старения присутствует в двух морфологических
разновидностях: в виде сферических частиц размером (в зависимости от режима
старения) от 5 до 60 нм и в виде стержней диаметром от 10 до 60 нм [162, 165,
166]. Морфологические особенности частиц у'-фазы обусловлены различным
механизмом их образования. В сплаве 36НХТЮ при определенных условиях
выделение у'-фазы идет по непрерывному и по прерывистому (ячеистому) меха-
низмам (рис. 129). В результате общего непрерывного выделения образуются
частицы у'-фазы сферической формы, а при прерывистом распаде формируется
характерная ячеистая структура, основу которой составляют дисперсные стержне-
образные частицы у'-фазы — ламели, расположенные в обедненной матрице
параллельно друг к другу с определенной периодичностью [162, 165, 167].
Учитывая изоморфность у'-фазы матричной фазе и близость параметров их
решеток, можно предполагать когерентную связь частиц у'-фазы с матрицей
по крайней мере на начальных стадиях старения. В отношении сферических
частиц у'-фазы, выделяющихся по непрерывному механизму, ряд факторов
позволяет вполне однозначно сделать заключение об их когерентности [166].
В пользу предположения о наличии когерентной связи с матрицей ламелей
у'-фазы можно также указать на несколько фактов [162, 165, 166]. На микро-
электронограммах, снятых с участков прерывистого распада, нет разбиения реф-
лексов на матричные и избыточной у'-фазы. Следовательно, ориентация их кри-
сталлических решеток совпадает. Характер дифракционного контраста от ламе-
лей у'-фазы аналогичен контрасту от крупных когерентных частиц. Кроме того,
при электролитическом растворении сплава после распада по прерывистому
механизму не удалось изолировать стержнеобразные частицы у'-фазы от матрич-
ной фазы, так же как это наблюдается и при попытках изолировать когерентные
частицы у'-фазы, образовавшиеся в результате непрерывного распада [168].
И все же с полной определенностью о наличии когерентной связи между стержне-
образными частицами у'-фазы и матрицей говорить нельзя, поскольку некоторые
результаты не вполне определенные. В частности, по данным Р. Д. Строкатова,
несмотря на значительную протяженность стержнеобразных частиц у'-фазы
(порядка нескольких мкм) и определенное размерное несоответствие параметров
решеток матрицы и у'-фазы (~0,3 %) при электронно-микроскопических иссле-
дованиях не были выявлены дисклокации несоответствия вдоль ламелей, хотя
теоретические расчеты показывают неизбежность их появления примерно через
каждые 125 нм длины ламелей.
Кинетику изменения размеров сферических и стержнеобразных частиц
у'-фазы в процессе изотермической выдержки при старении изучали в работе
|166]. Авторы показали, что характер изменения среднего диаметра сфериче-
ских частиц в процессе непрерывного распада отражает развитие процесса коагу-
ляции согласно закону Лифшица—Слезова—Вагнера, причем особенно важно,
что ни средней диаметр сферических частиц у'-фазы, ни скорость их коагуляции
не зависят от температуры предшествующей закалки (рис. 130).
С этими данными находится в соответствии тот факт, что продолжительность
старения при 700 °C, отвечающая максимуму упрочнения сплава 36НХТЮ,
также не зависит от температуры закалки (рис. 131). В той же работе наблюдали
своеобразную реакцию коагуляции стержнеобразных ламелей у'-фазы, образовав-
шихся в результате прерывистого распада (см. рис. 130). Было проанализиро-
вано изменение средней (/х) толщины ламелей у'-фазы, замеренной вблизи границы
черна, от которой ячейка начала расти (/х), и вблизи продвигающегося фронта
ячейки (/2). Установлено, что только на самых ранних стадиях старения в равных
1емпературных условиях заметно больше диаметра сферических частиц d.
267
В то же время, что йесьма существенно, на ранней стадии 4 ~ /2, й ийеисФай
двухфазная структура на этой (быстрой) стадии прерывистого распада харак-
теризуется высокой однородностью и дисперсностью. С увеличением времени
старения параметр не остается постоянным, а изменяется по тому же закону,
что и диаметр сферических частиц при непрерывном распаде. Это возможно лишь
в случае развития процесса сферои-
дизации в ячейках прерывистого рас-
пада, что и наблюдали эксперимен-
тально [166]. В то же время параметр
/2 с увеличением длительности старе-
ния резко возрастает (см. рис. 130).
Причину такого явления следует ис-
кать в специфике развития процесса
прерывистого распада в сплаве
36НХТЮ.
Дело в том, что при любой
температуре старения началу пре-
рывистого распада с образованием
у'-фазы в сплаве предшествует прак-
тическое завершение распада твердого
' 0,25 0,5 1 2 0 6 8
Время старения, ч
Рис. 131. Зависимость свойств сплава
36НХТЮ от продолжительности ста-
рения при 700 °C после закалки с тем-
ператур, °C:
1 — 850; 2 — 900; 3 — 950; 4 — 1100
Рис. 130. Зависимость размеров
частиц у'-фазы от продолжительно-
сти старения при 700 °C:
Кривая 1 — d (после закалки с
970 °C и 1280 °C) и Zt; кривая 2 — /2
[166]
раствора по непререрывному механизму с образованием той же самой
у'-фазы [167] (рис. 132). Поэтому одновременно с развитием прерывистого
распада в областях сплава, претерпевших непрерывный распад и не охваченных
еще прерывистой реакцией, наблюдается уже реакция коагуляции сферических
частиц у'-фазы. Если к тому же учесть, что размеры стержнеобразных частиц,
образующихся при прерывистом распаде, особенно вблизи продвигающегося
фронта на более поздних стадиях старения, значительно превосходят диаметр
сферических частиц той же у'-фазы, образовавшихся в ходе непрерывного выде-
ления, то можно представить процесс прерывистого распада с самого его начала
как своеобразную реакцию коагуляции, которая, очевидно, значительно эффек-
тивнее обычной, контролируемой объемной диффузией [167].
Следует, однако, заметить, что постепенное увеличение диаметра сфериче-
ских частиц у'-фазы перед фронтом прерывистого распада с течением времени
старения начинает оказывать тормозящее действие на скорость движения гра-
268
йицы ячейки прерывистого распаДа, что выбывает увеличение расстояния между
ламелями [166] и, соответственно, параметра Z2 — толщины самой ламели вблизи
фронта реакции. Наступает так называемая медленная стадия прерывистого рас-
Рис. 132. Зависимость параметра ре-
шетки матрицы областей'непрерывного
(7) и прерывистого (2) выделений у'-
фазы, объемной доли материала с пре-
рывистым распадом (3) от времени ста-
рения при 600 °C (предварительная за-
калка с 970 °C) [167]
пада, которая характеризуется уже
резким огрублением ламельной струк-
туры [166, 167] и завершается вскоре
окончательным прекращением мигра-
ции границы ячейки вследствие ис-
черпания движущих £сил прерывистой
реакцииД169] (рис. 133).
Рис. 133. Зависимость 1g In (1 — х)~* (здесь
х — доля материала, претерпевшего пре-
рывистый распад) от 1g t (логарифм вре-
мени старения) для образцов, закаленных
с 970 °C. Температура старения, °C:
1 — 620; 2 — 650; 3 — 680 [169]
В связи с тем, что процессы непрерывного и прерывистого выделения у'-
фазы в сплаве 36НХТЮ развиваются параллельно в одинаковых температурно-
временных условиях старения, структурное состояние сплава 36НХТЮ после
Рис. 134. Диаграмма изотермического распада твердого раствора сплава
36НХТЮ по прерывистому механизму. Исходное состояние: закалка
с 970 °C в воде; = 80 мкм. У кривых указаны значения Qnp — объ-
емная доля прерывистого распада (О. М. Ховова, А. В. Кан, А. Г. Рах-
штадт)
иоычно применяемых режимов старения (700 °C, 2—3 ч) характеризуется, как
правило, резкой неоднородностью. В пограничных областях, охваченных реак-
цией прерывистого распада, частицы у'-фазы имеют стержнеобразную форму;
в центральных областях зерен, где прерывистый распад пройти не успел, сохра-
няется равноосная (сферическая) форма частиц. Очевидно, что объемное соотно-
269
шение этих областей в сплаве не постоянно, определяется условиями конкурен-
ции двух механизмов распада и в итоге зависит от кинетики прерывистой реакции.
В соответствии с известными представлениями [170] скорость прерывистого
распада контролируется главным образом подвижностью большеугловых границ
и величиной движущей силы реакции. Естественно поэтому ожидать, что для
интенсивного развития этого процесса должен существовать интервал наиболее
оптимальных, очевидно пониженных, температур старения, когда движущая
сила для реакции прерывистой коагуляции равноосных частиц у'-фазы наиболь-
шая, а тормозящее влияние последних на мигрирующий фронт еще незначитель-
ное. Установлено, что с наибольшей скоростью прерывистое выделение у'-фазы
развивается в закаленном сплаве 36НХТЮ при 650—700 °C (рис. 134).
Следует, однако, отметить, что приведенные данные (как и все другие подоб-
ные) по кинетике прерывистого распада в принципе относительны, поскольку
полнота прерывистой реакции за-
висит не только от условий ста-
рения, но и от других факторов,
Рис. 136. Влияние диаметра зерна 35 мкм
(/) и 80 мкм (2) на развитие прерывистого
распада в сплаве 36НХТЮ.
Закалка с 970 °C, 40 мин, старение при
700 °C (О. М. Ховова, А. В. Кан, А. Г. Рах-
штадт)
20 40 60 80 100 120 140
Djikm
Рис. 135. Влияние диаметра зерна
на полноту развития реакции пре-
рывистого выделения у'-фазы в спла-
ве 36НХТЮ (Р. Д. Строкатов)
например в значительной степени от величины зерна в сплаве (рис. 135,
136). Увеличение протяженности большеугловых границ сопровождается
резким возрастанием числа растущих ячеек, а следовательно, и повышением
доли у-твердого раствора, претерпевшего прерывистый распад в тех же
условиях старения. Собственно кинетику прерывистого распада в сплаве 36НХТЮ
и в любом другом несомненно более объективно отражают данные по протяжен-
ности пути, пройденного мигрирующим фронтом реакции в процессе старения
в сплаве с таким размером зерна, при котором обеспечиваются условия для отно-
сительно независимого роста ячеек (рис. 137).
Из изложенного следует, что кинетикой прерывистого распада можно управ-
лять, например, путем выбора соответствующего исходного (перед старением)
структурного состояния сплава (т. е. величина зерен, состояние их границ,
присутствие дефектов) и тем самым целенаправленно влиять на формирование
структурного состояния сплава при старении, создавая условия для получения
однородной структуры с дисперсными равноосными или же стержнеобразными
частицами упрочняющей у'-фазы.
При старении закаленного сплава 36НХТЮ может изменяться не только
механизм и соответственно морфология частиц метастабильной у'-фазы, но и
образовываться частицы стабильной грфазы типа Ni3Ti, с гексагональной решеткой
структуры DO24 [166]. Поданным В. Ф. Суховарова и В. В. Караваевой, появле-
ние частиц трфазы вызывает разупрочнение сплава. Поэтому практический инте-
рес представляет рассмотрение комплекса вопросов, связанных с механизмом
и условиями появления rj-фазы при старении сплава 36НХТЮ и с морфологи-
ческими особенностями этих частиц.
Процесс выделения т]-фазы в сплаве 36НХТЮ изучен авторами работ [161,
172—177]. Установлено, что грфаза в сплаве присутствует в виде длинных пря-
молинейных пластин, которые хорошо различимы на оптических микрофотогра-
270
фиях, причем между частицами и матрицей выполняется следующее ориентацион-
ное соответствие: (001)n || (lll)v; [010]^ || [110]?. При этом наблюдали две
принципиально различные структурные картины: в одних случаях частицы
?]-фазы образуют характерную видманштеттову сетку во всем объеме зерна;
в других — колонии параллельных пластин, расположенных в матрице со стро-
гой периодичностью. Такая специфика структурного состояния сплава — след-
ствие непрерывного и прерывистого механизма выделения грфазы при старении.
Отмечается важная особенность структурообразования: в тех областях
сплава, где у'-фаза выделилась путем непрерывного механизма, т]-фаза впослед-
ствии образовывалась преимущественно в результате прерывистой реакции, и
тогда наблюдались колонии из параллельных ее пластин; в участках прерывистого
выделения у'-фазы трфаза в дальнейшем возникала с помощью внутризеренного
зарождения, что приводит к формированию видманштеттовой структуры.
Рис. 137. Диаграмма изотермического распада твердого раствора
сплава 36НХТЮ по прерывистому механизму. Исходное со-
стояние: закалка с 970 °C, 40 мин в воде (Z>3 = 80 мкм). У кри-
вых указаны значения средней протяженности колоний L, мкм
(О. М. Ховова, А. В. Цан, А. Г. Рахштадт)
Дополнительные эксперименты [171] позволили установить влияние пред-
шествующего механизма образования у'-фазы на кинетику последующего выде-
ления пластин 1]-фазы. На примере сплава с крупнозернистой структурой, в ко-
тором после предварительного старения имелись участки и непрерывного, и пре-
рывистого выделений у'-фазы, показано, что самые первые пластины т]-фазы
возникли в участках с ламельной структурой у'-фазы и образовали вспоследствии
видманштеттову структуру. Лишь при более длительном старении развивалось
прерывистое выделение ?]-фазы в участках со сферическими частицами у'-фазы.
Иными словами, прерывистое выделение у'-фазы способствует ускорению обра-
зования стабильной трфазы при длительном старении, поскольку оно облегчает
впутризеренное ее зарождение.
Авторы [171] объясняют ускорение образования трфазы в участках с пре-
рывистым выделением у'-фазы значительной неоднородностью стержнеобразных
частиц у'-фазы по химическому составу, что экспериментально установили в ра-
боте [165], основываясь на известном факте непосредственной перестройки ре-
шетки у'-фазы (Ni3Ti) в трфазу (Ni3Ti) (г. ц. к. «—г. п. у.). Во внутренних уча-
стках ламелей, обогащенных титаном, может произойти такая прямая пере-
стройка решеток. Сферические же частицы у'-фазы более однородны по составу,
и такому переходу препятствует значительное содержание в у'-фазе алюминия,
совершенно нерастворимого в стабильной трфазе, В последнем случае зарожде-
нию т]-фазы должно предшествовать растворение частиц у'-фазы, что скорее всего
может произойти в пограничных участках и поэтому в итоге при более длитель-
ном старении привести к возникновению прерывистой реакции выделения т]-фазы.
Образование частиц стабильной -фазы путем индивидуального зарождения
или путем прерывистой реакции особенно легко происходит вблизи фронта ячеек
271
прерывистого выделения у'-фазы, где большеугловые границы свободны от кар-
бидных частиц, а сами ламели у'-фазы менее дисперсны [166]. Поэтому в образ-
цах сплава 36НХТЮ, закаленных при 970 °C и особенно прокатанных после
этой закалки, где в наибольшей степени осуществляется прерывистое выделение
у'-фазы, процесс образования равновесной г|-фазы развивается сильнее и насту-
пает значительно раньше (уже при 700 °C), чем в образцах, закаленных с 1280 °C,
где наблюдается исключительно непрерывное выделение у'-фазы.
Установлено также [177], что независимо от механизма выделения у'-фазы
при старении последующая деформация резко интенсифицирует внутризеренное
выделение трфазы с образованием видманштеттовой структуры. По мнению
авторов, в этом случае внутризеренное зарождение трфазы происходит дополни-
тельно на дефектах упаковки, поскольку они в г. ц. к-сплавах имеют расположе-
ние атомных плоскостей (т. е. тип решетки), соответствующее трфазе.
Для структурного состояния образцов сплава 36НХТЮ после старения в ряде
случаев характерно наличие дефектов упаковки [166]. Тип дефектов упаковки
был установлен при электронно-микроскопическом исследовании контраста на
изображении их в темном поле. Оказалось, что они являются дефектами упаковки
внедрения. Дефекты упаковки внедрения присутствуют в сплаве после закалки
с 1280 °C и старения, причем небольшая деформация закаленного сплава уве-
личивает число дефектов упаковки, образующихся при последующем старении.
Поскольку аналогичные дефекты упаковки вообще не обнаруживаются в зака-
ленном сплаве, а также и в сплаве после закалки с 970 °C и старения, авторами
высказано предположение о том, что указанные дефекты упаковки обусловлены
выделением при старении частиц карбида титана.
Анализ результатов структурных исследований показал, что в сплаве
36НХТЮ при старении могут быть получены разнообразные состояния, прин-
ципиально различающиеся по многим важным параметрам: типу избыточной
фазы, морфологии и размерам выделившихся частиц, характеру их связи с матри-
цей, а также по степени структурной однородности сплава. Важная научная
и техническая задача улучшения свойств сплава 36НХТЮ состоит в том, чтобы
выявить в этом многообразии такое структурное состояние сплава, при котором
упрочняющее влияние избыточной фазы и других элементов структуры могло
быть реализовано в максимальной степени и, следовательно, достигнут наивыс-
ший комплекс физико-механических свойств.
Влияние структурного состояния сплава 36НХТЮ на харак-
теристики его упрочнения. Сведения о влиянии структурного
состояния сплава 36НХТЮ на эффективность его упрочнения при
старении были получены В. Ф. Суховаровым и В. В. Караваевой
при изучении особенностей поведения сплава при растяжении
[177]. Было проанализировано изменение сопротивления де-
формации в образцах сплава после старения в течение 2 ч при
20—950 °C после трех вариантов закалки: от 1150, от 970 °C, после
двойной закалки —сначала от 1150, а затем с 970 °C, которые
давали возможность в ходе старения реализовать различное струк-
турное состояние сплава: преимущественное развитие общего
непрерывного или прерывистого выделения, а также смешанный
механизм распада (рис. 138).
Установлено, что отпуск при температурах 20—500 °C, где'
фиксировалась стадия концентрационного расслоения и локаль-
ного упорядочения (см. рис. 125), не оказывает влияния на со-
противление сплава деформации независимо от величины дефор-
мации. Аналогичный результат получен В. В. Караваевой и
в условиях испытания на микрорастяжение, при котором упроч-
няющее действие ближнего порядка должно было бы проявиться.
Отсюда следует, что действительно процессы атомного перерас-
пределения и ближнего упорядочения на низкотемпературной
стадии не сказываются на сопротивлении деформации даже при
самых малых допусках на остаточную деформацию.
Во всех трех случаях сопротивление деформации резко воз-
растает после старения сплава в интервале температур 550 —
750 °C, когда выделяется у'-фаза.
Сравнение кривых на рис. 138 показывает, что наибольшее
сопротивление деформации, и к тому же при относительно невы-
сокой температуре старения
(700 °C), наблюдается в сплаве,
закаленном при 970 °C, в ко-
тором в этих условиях старе-
ния формируется в основном
однородная ламельная струк-
тура прерывистого распада.
Рис. 138. Зависимость сопротивления
растяжению сплава 36НХТЮ от тем-
пературы старения (е = 1 %). Образ-
цы закалены с 970 (/), 1150 (2) и 1150,
а затем 970 °C (3) (В. Ф. Суховаров,
В. В. Караваева)
Рис. 139. Зависимость пластичности
сплава 36НХТЮ от температуры ста-
рения образцов, закаленных с 970 (/),
1150 (2) и 1150 °C, а затем 970 °C (3)
(В. Ф. Суховаров, В. В. Караваева)
Появление в структуре сплава областей непрерывного выделе-
ния (рис. 138, кривая 3), сопровождается снижением макси-
мального уровня сопротивления деформации, который к тому же
достигается при более высокой температуре старения. Определен-
ную роль в этом снижении, очевидно, играет и размер зерна, не-
сомненно больший после закалки с 1150 °C, однако и в условиях
одинакового размера исходного зерна (см. рис. 138, кривые 2
н 3) на сопротивление деформации положительно влияет присут-
ствие в сплаве областей прерывистого выделения. Примечательно,
что наблюдающееся при старении одновременно с ростом упроч-
нения падение пластичности происходит в равной степени и не-
зависимо от исходного состояния сплава (рис. 139).
Анализ кривых течения позволил В. Ф. Суховарову и В. В. Ка-
раваевой сделать вывод о том, что повышение сопротивления де-
формации сплава 36НХТЮ (причем независимо от его исходного
состояния) после старения обусловлено не только значительным
повышением предела текучести, но и резким возрастанием в про-
§73
цессе старения коэффициента упрочнения. В соответствии с из-
вестными представлениями, последний фактор может иметь место
при деформировании сплава с дисперсными частицами избыточной
фазы в двух случаях: в случае огибания частиц дислокациями
и образования вокруг частиц дислокационных петель, а также
в случае перерезания частиц посредством скольжения парных
дислокаций, что энергетически более выгодно в сплавах с упоря-
доченными частицами второй фазы. Поскольку в сплаве 36НХТЮ
при старении частицы упрочняющей у'-фазы выделяются двумя
механизмами, а потому существенно различаются по дисперсности
и морфологическим характеристикам, были основания предпо-
лагать, что характер их взаимодействия с дислокациями при де-
формировании различен, а значит различна и природа вы-
сокого коэффициента упрочнения, реализуемого для струк-
туры, образующейся при прерывистом и непрерывном рас-
паде.
Дислокационные структуры, формирующиеся при деформации
изгибом сплава 36НХТЮ после старения, рассмотрены в работах
[166, 179]. Подтверждено, что механизм взаимодействия дисло-
каций с частицами у'-фазы зависит от механизма ее выделения, а
следовательно, и от морфологии частиц у'-фазы.
В процессе деформации в областях непрерывного выделения
у'-фазы после самых начальных стадий старения при 700 °C
формируются мощные дислокационные скопления; парные дис-
локации встречаются редко в связи с малым размером частиц,
которые быстро перерезаются. При увеличении длительности
старения число четко различимых парных дислокаций в скопле-
ниях увеличивается, наблюдаются скопления длинных сверх-
дислокаций. После выдержек при старении, превышающих 300 ч.
в ходе деформации сверхдислокации и плоские скопления дис-
локаций уже не возникают. Наблюдается искривление дислока-
ций, что свидетельствует о смене механизма деформации, о пере-
ходе от перерезания частиц к их огибанию дислокациями. Анало-
гичная смена механизма деформации (и соответственно упроч-
нения) наблюдалась и после более высокотемпературного старе-
ния, но при значительно меньших выдержках.
В областях прерывистого выделения у'-фазы в процессе де-
формации сверхдислокации никогда не возникают.’ Обнаружены
сильно искривленные одиночные дислокации, дислокационные
петли, причем такая дислокационная структура, характерная
для процесса огибания частиц дислокациями, наблюдается дажеч
после самого короткого старения, когда толщина ламелей очень
мала. По предположению авторов, пересечение ламельных частиц
дислокациями может быть затруднено вследствие значительной
протяженности когерентных стержнеобразных частиц, что со-
провождается появлением некоторой тетрагональности решетки,
а также большого числа дислокаций несоответствия [165],
что, однако, экспериментально не было показано.
274
Отмечено также, что пластины т]-фазы Также никогда не йеь
ререзаются дислокациями. При этом пластическая деформация
сплава осуществляется путем движения дислокаций в матрице
между пластинами т]"ФЗЗЬ1-
Несмотря на то, что механизм взаимодействия дислокаций с
частицами у'-фазы в области непрерывного и прерывистого вы-
деления в сплаве 36НХТЮ различен, коэффициент упрочнения
сплава в обоих случаях оказывается достаточно высоким. Следо-
вательно, для выявления оптимального структурного состояния
необходимо в первую очередь детально проанализировать влияние
^50
400
350
300
250
200
150
0 2 4 6 8 0 2 4 6 8 0 2 4 6 8 0 2 4 6 8
Время старения, ч
Рис. 140. Влияние режима старения (температуры старения указаны на рисунке) сплава
36НХТЮ на микротвердость областей непрерывного (Н. Р) и прерывистого (П. Р) рас-
падов (О. М. Ховова, А. В. Кан, А. Г. Рахштадт)
характеристик избыточной у'-фазы, а значит и механизма ее об-
разования, на эффект упрочнения сплава при старении.
Уже в ранних работах отмечалось [162], что твердость пог-
раничных участков и сердцевины зерна в одинаковых условиях
старения различна, что позволяло предполагать различное упроч-
нение в областях непрерывного и прерывистого выделения. В даль-
нейшем было установлено (рис. 140), что предельные значения
мнкротвердости, которые могут быть достигнуты в ходе непрерыв-
ного и прерывистого выделения, близки и составляют ~Н100 380 —
390. Однако характер температурной зависимости изменения
мнкротвердости и в особенности кинетика этих изменений в изо-
термических условиях существенно различаются; твердость в об-
ластях прерывистого распада мало меняется с температурой ста-
рения до 750 °C и, кроме того, остается практически постоянной
в течение длительного времени старения. Из этих же данных сле-
дует, что разупрочнение при температуре 800 °C в областях пре-
рывистого распада начинается раньше и протекает интенсивнее.
Интересные особенности изменения прочностных свойств сплава
36НХТЮ в зависимости от его структурного состояния обнару-
жены и при испытании на растяжение [178]. Исследовали об-
разцы с различным исходным состоянием (закалка с 1280 и с
370 °C; с 970 °C с последующей деформацией волочением, закалка
« 1280, а затем с 970 °C), которое обеспечивало преимущественно
275
Непрерывное или прерывистое выделение у-фазы, а также сме-
шанный механизм распада. На рис. 141 приведены кривые изме-
нения предела текучести сплава в процессе старения при 700 °C.
Наибольший предел текучести и при том за наиболее короткое вре-
мя старения достигается в сплаве, деформированном после за-
калки с 970 °C, в котором в этих условиях старения сформирова-
лась мелкоячеистая структура
Рис. 141. Зависимость предела текуче-
сти от времени старения при 700 °C:
1 — закалка с 1280 °C, 5 мин; 2 — за-
калка с 970 °C, 2 ч, после предвари-
тельной закалки с 1280 °C, 5 мин; 3 —
закалка с 970 °C, 2 ч; 4 — волочение
после закалки с 970 °C, 2 ч [178]
прерывистого выделения [166].
Здесь важно отметить, что этот
предельный уровень упрочне-
ния, достигнутой с помощью
прерывистой реакции выделе-
ния у'-фазы, практически сов-
падает^ по величине с уровнем
максимального упрочнения, до-
Рис. 142. Зависимость параметров о0 (/, 3)
и Д (2, 4) от времени старения при 700
(7, 2) и 850 °C (3, 4) [178]
стираемым в результате общего непрерывного выделения
этой же фазы [179]. Резкое снижение предела текучести
сплава с мелкоячеистой структурой полного прерывистого рас-
пада, полученного в условиях предварительной t деформации и
длительного старения при 700 °C, связано с течением процесса
сфероидизации в ламелях с развитием медленной стадии преры-
вистого выделения, ведущей к огрублению ламельной структуры,
и с интенсивным образованием пластин г|-фазы [166]. Существенно,
что присутствие в структуре сплава областей, прерывистого выде-
ления во всех случаях явилось причиной более быстрого наступ-,
ления перестаривания, т. е. разупрочнения, даже тогда (см.
рис. 141, кривые 1 и 2), когда величина упрочнения за счет вы-
деления частиц у'-фазы была одинаковой с полученной при не-
прерывном выделении. Аналогичное влияние областей преры-
вистого распада, усиливающих склонность сплава к быстрому
перестариванию, обнаружено и при более высоких температурах
старения [178]. /
276
При исследовании поведения сплава 36НХТЮ при растяжении
после старения было установлено, что на его прочностные харак-
теристики, кроме собственно эффекта дисперсионного твердения,
большое влияние оказывает протяженность и состояние границ
зерен [178]. Поэтому для выявления оптимального структурного
состояния сплава 36НХТЮ интересно и важно оценить и сопо-
ставить величину внутризеренного упрочнения и собственно зерно-
граничный вклад в упрочнение, которые присущи сплаву со струк-
турой непрерывного или прерывистого выделения. В первом слу-
чае для решения поставленной задачи использовали образцы, за-
каленные с 1280 °C при разных выдержках, в которых независимо
от размера исходного зерна при старении развивалось только об-
щее непрерывное выделение.
В работе [178] приведена зависимость напряжения течения
(для 8 = 0,1 %) от величины зерна сплава после закалки и старе-
ния при 700 и 850 °C различной длительности. Во всех случаях
видно вполне удовлетворительное выполнение линейной зависи-
мости между сопротивлением пластической деформации о и Z?-1/2,
т. е. для исследуемого сплава справедливо соотношение Холла —
Петча: о = о0 + KD~1/2, где о0 —напряжение течения в моно-
кристаллическом образце бесконечных размеров; —со-
ставляющая напряжения течения, обусловленная влиянием гра-
ниц зерен.
На основании этих данных были вычислены значения парамет-
ров о0 и К (рис. 142). Установлено, что в ходе старения при
700 °C оба параметра значительно возрастают, причем изменяются
они по кривой с максимумом, т. е. в соответствии с закономерно-
стью изменения сопротивления деформации при растяжении в про-
цессе старения (см. рис. 141, кривая 1).
Такое изменение параметра о0 вполне объяснимо с применением
представлений о рассмотренных выше особенностях взаимодейст-
вия сферических частиц у'-фазы с дислокациями [166].
Возрастание параметра К при температуре старения 700 °C
в первую очередь, несомненно, связано с образованием дисперс-
ных частиц карбидов на границах зерен, а также с усилением
локализации скольжения. Последнее обстоятельство отражает
несомненную выгодность развития скольжения и перерезания
частиц по тем же плоскостям, где уже прошел сдвиг. Это объяс-
няется тем, что при прохождении последующих дислокаций умень-
шается суммарное сечение упорядоченных частиц (т. е. плоскости
сдвига) и соответственно снижается энергия, необходимая для
нх перерезания дислокациями; локализация скольжения (огруб-
ление линий скольжения) наблюдалась В. Ф. Суховаровым и
В. В. Караваевой в областях непрерывного выделения в сплаве
36НХТЮ. Наличие пограничных выделений карбидных частиц,
как и локализация скольжения, затрудняют распространение
скольжения от зерна к зерну и тем самым увеличивают пара-
метр К.
277
В случае старения при 850 °C (рис. 142) быстро наступает
перестаривание, при котором уменьшается не только о0, но и
особенно К, который убывает до нуля. Поэтому при длительном
старении предел текучести не должен зависеть от размера зерна
сплава.
В работе [168 ] была сделана попытка оценить величину внутри-
зеренного упрочнения и влияние размера зерна на сопротивление
деформированию сплава 36НХТЮ, состаренного по механизму
прерывистого выделения. Полный прерывистый распад в спла-
ве с исходным (после закалки) зерном 22—146 мкм получали
при старении 700 °C с помощью многократной (2—5 циклов)
промежуточной обработки на возврат. Специфика процесса пре-
рывистого выделения не позволила авторам изучить широкий диа-
пазон размеров зерна, поскольку этот исходный интервал размеров
зерна сократился после завершения процесса прерывистого рас-
пада до 14—34 мкм (в этом случае за величину зерна сплава уже
следует принимать размер ячейки прерывистого распада).
Тем не менее было установлено, что и в случае прерывистого
выделения у'-фазы имеет место удовлетворительное выполнение
соотношения Холла—Петча между сопротивлением деформации
и размером ячеек прерывистого выделения. Расчет параметров о0
и К для этого случая и их сопоставление с аналогичными пара-
метрами для непрерывного выделения [178] показал, что струк-
тура прерывистого выделения обеспечивает не менее эффективное
внутризеренное упрочнение (о0), чем структура непрерывного
распада, обусловливающая максимальный эффект упрочнения.
Одновременно показано, что зернограничный вклад в упрочнение
(Л) в случае прерывистого выделения в 3 раза ниже. Этот факт
авторы связывают с развитием гомогенного скольжения (а не ло-
кализованного, как в структуре с равноосными частицами у'-
фазы) и с отсутствием по границам ячеек карбидных частиц и
других примесей. Собственно благодаря именно этим факторам
в сплаве с мелкоячеистой структурой прерывистого распада при
определенных условиях деформирования наблюдаются аномаль-
но высокие значения удлинения (~350 %), отсутствие зоны лока-
лизации деформации (шейки) на образцах, резкое снижение со-
противления деформации, что позволило авторам [180] сделать
заключение о наличии в сплаве 36ХНТЮ структурной сверхпла-
стичности.
Комплексное изучение свойств сплава 36НХТЮ с учетом не
только механизма выделения у'-фазы, но и протяженности ц
состояния границ зерен, проведено в работе 1181]. Показано
(рис. 143), что наиболее высокий предел упругости, или, точнее,
отношение (jQjQQ5/Ey достигается при старении сплава, деформи-
рованного после закалки с 970°С, в котором формируется мелко-
ячеистая структура полного прерывистого распада с размером
ячеек (по существу зерен) ~4 мкм. Увеличение диаметра зерна
сплава до 35 мкм (размер ячеек при этом не измеряли, но оче-
278
видно, что он был 4 мкм) с сохранением также преимущест-
венно прерывистого выделения сопровождается значительным
замедлением процесса упрочнения, а абсолютная величина предела
упругости снижается. В случае макрогетерогенной (смешанной
структуры непрерывного и прерывистого распада) или однород-
ной структуры непрерывного выделения при равном диаметре
зерна (Z)3 = 100 мкм) достигается практически одинаковый уро-
Рис. 143. Зависимость отношения пре-
дела упругости к модулю Юнга сплава
36НХТЮ от времени старения при
700 °C:
1 — деформация 50 % после закалки
с 970 °C, 2 ч; 2 —- закалка с 970 °C,
2 ч; 3 — закалка с 970 °C, 2 ч после
предварительной закалки с 1280 °C,
2 мин; 4 — закалка с 1280 °C, 2 мин;
5 — закалка с 1280 °C, 5 мин. Испы-
тания проведены при комнатной тем-
пературе. Образцы электрополированы
[181]
вень предела упругости в спла-
ве, хотя и существенно более
низкий, чем после полного пре-
рывистого распада, полученного
с использованием деформации.
На рис. 144 приведены ре-
зультаты определения пластич-
Рис. 144. Зависимость пластичности при
20 °C сплава 36НХТЮ от времени старе-
ния при 700 °C. Обозначения 1—5 те же,
что на рис. 143 [181]
ности сплава при комнатной температуре. Установлено, что в образ-
цах, где в той или иной степени протекал процесс прерывистого рас-
пада, пластичность значительно выше, особенно после длительного
старения, чем в образцах, претерпевших непрерывный распад.
Исключение составляет сплав с полным мелкоячеистым преры-
вистым распадом, который получен путем применения предвари-
тельной деформации, однако и здесь в условиях столь высокого
упрочнения относительное удлинение составляет 7—8 %, что
в ряде случаев вполне достаточно.
Следует особо отметить одно важное обстоятельство [1811:
при равном диаметре зерна (~100 мкм) и весьма близком уровне
упрочнения значительно различаются характеристики пластич-
ности образцов, имеющих при этом структуру макрогетерогенную
279
(с прерывистым распадом в пограничных областях и непрерывным
в остальном объеме зерен) и однородную непрерывного распада
(рис. 144, кривые 3 и 4). В первом случае пластичность сплава
существенно выше, что связано не только с наличием некоторой
небольшой объемной доли прерывистого распада, но главным об-
разом с состоянием границ зерен, свободных от карбидных ча-
стиц, что и определяет протекание этой прерывистой реакции.
Низкие значения пластичности сплава 36НХТЮ с непрерывным
выделением обусловлены, очевидно, сильной локализацией сколь-
жения [166], приводящей к по-
Время старения t, мин
Рис. 145. Зависимость отношения предела
упругости к модулю Юнга сплава 36НХТЮ
от времени старения при 700 °C. Испыта-
ния проведены при 600 °C. Обозначения
1—5 те же, что на рис. 143 [181]
явлению значительных напря-
жений на краях полос сколь-
жения, а также наличием дис-
персных карбидных частиц на
границах зерен. Эти частицы
затрудняют передачу деформа-
ции от зерна к зерну и этим
самым способствуют зарожде-
нию трещин [181]. Следова-
тельно, еще раз подтверждается
закономерность: повышенная
пластичность в образцах, пол-
ностью или частично претерпев-
ших прерывистый распад, обус-
ловлена не столько большой
протяженностью большеугло-
вых границ, сколько тем, что
эти границы более свободны от
примесей и карбидных частиц
и отсутствует, по существу,
локализация, скольжения, ко-
торая наблюдается в случае структуры непрерывного распада.
Исследование релаксации напряжений в сплаве при комнат-
ной температуре показало, что независимо от механизма выделения
и от состояния границ зерен старение обеспечивает очень высокое
сопротивление релаксации в сплаве 36НХТЮ [181]: за время
релаксации 3 ч при исходном напряжении о0,002 падение напря-
жения после оптимальных режимов старения во всех случаях не
превысило 1—2%. Предел упругости, пластичность и релаксацион-
ную стойкость сплава определяли также при температуре 600 °C.
Установлено (рис. 145), что присутствие в сплаве областей^
прерывистого выделения в целом приводит к снижению максималь-
ного уровня предела упругости при 600 °C. Это снижение тем зна-
чительнее, чем мельче образующаяся ячеистая структура и чем
большую объемную долю в сплаве она занимает. Подобная за-
кономерность однозначно указывает на решающую роль, которую
в снижении предела упругости играет развитие зернограничной
релаксации напряжений.
280
Этот вывод подтвердили исследования кинетики высокотемнё-
ратурной релаксации напряжений в сплаве [181]. Показано, что
наиболее_интенсивно^релаксация напряжений в указанных пре-
делах протекает в сплаве с мелкоячеистой структурой прерыви-
стого распада; при увеличении диаметра зерна в сплаве, содержа-
щем области прерывистого распада только в приграничных объ-
емах, релаксационные процессы идут в меньшей степени. И, на-
конец, минимальную релаксацию напряжений, причем независимо
от диаметра зерна, наблюдали в сплаве со структурой непрерыв-
ного выделения, где границы зерен, как известно, были специально
закреплены дисперсными частицами карбидов.
Здесь необходимо отметить следующее обстоятельство. Нельзя
считать, что исследование термической стабильности, проведенное
в условиях нагрева при 600 °C, дает основания для объективной
оценки уровня теплостойкости сплава 36НХТЮ со структурой
полного непрерывного и полного прерывистого выделения у'-
фазы. Высокая скорость разупрочнения сплава со структурой
полного прерывистого распада в этих температурных условиях
была безусловно предопределена не столько морфологическими
особенностями частиц упрочняющей фазы, сколько чрезвычайно
высокой суммарной протяженностью большеугловых границ в
супермелкоячеистой структуре. Поэтому обоснованное заключение
о преимуществах по теплостойкости непрерывного или прерыви-
стого выделения у'-фазы может быть сделано только после допол-
нительного изучения релаксационной стойкости сплава со струк-
турными состоянием, действительно отличающимся только меха-
низмом выделения у'-фазы, и при том в температурном интервале,
ограниченном реальными возможностями сплава (до 350—400 °C)*
Можно предполагать, что сплав 36НХТЮ со структурой полного
прерывистого распада, реализованной в исходном мелком, но
не супермелком зерне (до 10—15 мкм), будет обладать достаточно
повышенной теплостойкостью, во всяком случае до 250—300 °C.
Наибольшую пластичность при температуре 600 °C имели об-
разцы сплава 36НХТЮ с самой мелкоячеистой структурой пре-
рывистого распада, а наименьшую — образцы с наиболее крупно-
зернистой структурой и при непрерывном выделении [181J.
Эти данные подтвердили сделанный ранее вывод о том, что пла-
стичность в сплаве 36НХТЮ после старения зависит главным
образом от наличия на границах примесей включений карбид-
ной фазы и от протяженности границ.
В работе [182] анализировали влияние механизма выделения
избыточной у'-фазы при старении на модуль Юнга в сплаве
36НХТЮ. Показано, что в ходе старения закаленного сплава при
температуре 700 °C значения модуля увеличиваются, причем с раз-
личной скоростью в зависимости от исходного состояния сплава,
а следовательно, в зависимости и от механизма выделения у'-
фазы. Тем не менее, в состоянии максимального упрочнения зна-
чения модуля Юнга не зависят от особенностей структурного
281
Состояния сплава. При старений предварительно деформирован-
ного сплава модуль Юнга повышается лишь при самых малых вы-
держках, а затем наблюдается резкое снижение его значений,
которое заканчивается к тому времени старения, когда процесс
прерывистого выделения во всем объеме сплава завершается пол-
ностью. Для изготовления упругих элементов несомненный ин-
терес представляет тот факт, что развитие прерывистой реакции
в деформированном сплаве 36НХТЮ полностью устраняет тек-
стуру прокатки и восстанавливает кубическую текстуру {100}
(011); {100} (001), характерную для закаленного сплава [182].
Приведенные результаты исследования влияния структурного
состояния сплава на комплекс его физико-механических свойств
все же не позволяют сделать окончательные выводы о преимущест-
вах того или иного механизма выделения у'-фазы. Дело в том,
что приведенные сравнительные эксперименты и испытания нельзя
считать вполне корректными в тех случаях, когда специально
обеспечивался тот или иной механизм распада — при этом оказы-
валось, что структурное состояние сплава различается не только
механизмом выделения у'-фазы, но и протяженностью и состоянием
границ зерен, а также рядом других факторов. Так, для подавле-
ния прерывистого распада и обеспечения только непрерывного
выделения у'-фазы обязательно использовали высокотемператур-
ные (>1150 °C) нагревы, крупнозернистые структуры, закрепле-
ние границ карбидными частицами. Напротив, для обеспечения
полного прерывистого распада использовали мелкозернистую
структуру, или состояние после холодной пластической дефор-
мации, или многократные обработки на возврат. Очевидно, что
сравнительные испытания в действительно равных условиях пока
провести нельзя. Такая возможность может появиться при раз-
работке других, более эффективных способов подавления процесса
прерывистого распада, не использующих эффекта закрепления
большеугловых границ, которые позволят в мелкозернистом спла-
ве получать не только полный прерывистый, но и полный не-
прерывный распад с образованием у'-фазы.
Тем не менее и на основании имеющихся данных можно сде-
лать определенные выводы об оптимальном структурном состоя-
нии сплава 36НХТЮ и о путях его реализации. Можно считать
установленным, что оптимальное структурное состояние сплава
должно определяться исходя из условий эксплуатации изделия.
В тех случаях, когда для эксплуатации в условиях климатических
температур необходимо наиболее высокое упрочнение, несомнен-
ными преимуществами обладает сплав со структурой полного пре-
рывистого распада, особенно с супермелким зерном. В тех же слу-
чаях, когда предъявляются особые требования по стабильности
структурного состояния для эксплуатации при повышенных тем-
пературах, предпочтительнее сплав со структурой непрерывного
выделения у'-фазы, особенно при условии применения дополни-
тельно специальных видов обработки, стабилизирующих структура
282
ное состояние сплава, например ступенчатого или динамического
старения.
Рекомендуемые способы термической и механико-термической
обработки сплава 36НХТЮ, обеспечивающие наивысший комплекс
свойств. Оптимальное структурное состояние сплава 36НХТЮ
для работы упругих элементов в условиях климатических тем-
ператур достигается в результате полного прерывистого распада,
Однако реализация этого структурного состояния сложна,
Рис. 147. Влияние длительности вы-
держки при закалке т на полноту
развития реакции прерывистого выде-
ления у'-фазы в сплаве 36НХТЮ
(В. Ф. Суховаров и В. В. Караваева)
Для получения во всем объеме
состаренного сплава 36НХТЮ од-
нородной дисперсной ламельной
быть использованы различные воз-
Рис. 146. Зависимость объемной доли
материала с прерывистым QnP распадом
(/) от времени старения при 700 °C (/ —
старение по стандартному способу, 2 —
старение при 700 °C с промежуточными
нагревами в течение 3 с) и старение с про-
межуточными нагревами (II) в течение 5
(3) и 10 с (4) [174]
структуры прерывистого распада должны
можности для дополнительного увеличения движущей силы прерывистой реакции
и подвижности большеугловых границ. Установлено, что в результате применения
перед старением значительной холодной пластической деформации резко увеличи-
вается скорость прерывистого распада с образованием частиц у'-фазы как за счет
увеличения скорости миграции границ ячеек под действием дополнительной движу-
щей силы, обусловленной дефектностью пересыщенного твердого раствора, так и за
счет увеличения числа растущих ячеек, возникающих в деформированном сплаве
не только у большеугловых границ, но и в объеме зерна [162, 169, 172, 173], При
этом деформация с обжатиями 30—70 % гарантирует полноту прерывистого рас-
пада в сплаве 36НХТЮ независимо от исходного состояния пересыщенного твер-
дого раствора, поскольку она способна устранить эффект закрепления границ,
вызванный высокотемпературной закалкой, и обеспечить протекание полного
прерывистого распада даже после закалки от самых высоких температур [172].
Интенсификацию прерывистого распада в сплаве 36НХТЮ наблюдали после
его закалки из двухфазной (у + т])-области при 900—920 СС [171]. В этих усло-
виях реакция прерывистого выделения дополнительно стимулируется не только
благодаря сохранению гетерогенности твердого раствора, но главным образом
за счет повышенной его дефектности в участках, прилегающих к частицам избы-
точной фазы. Очевидно, по этой же причине возникает процесс прерывистого
распада в сплаве при использовании многократной высокотемпературной закалки,
как это было показано В. В. Караваевой, тогда как после однократной закалки
от этой же температуры прерывистого распада нет.
Как указывалось выше, движущая сила процесса прерывистого распада
уменьшается по мере его развития, что связано с одновременным укрупнением
равноосных частиц у'-фазы, возникающих при непрерывном распаде и находя-
283
щихся перед мигрирующим фронтом ячеек. В целях восстановления движущей
силы прерывистого выделения предложено [174] проводить кратковременную
промежуточную обработку «на возврат», при которой благодаря различной дис-
персности стержнеобразных и равноосных частиц у'-фазы удается растворить
последние и тем самым вновь создать условия для дальнейшего развития преры-
вистой реакции при последующем старении (рис. 146). Многократное чередование
старения и такой обработки на возврат дает возможность охватить прерывистой
реакцией весь объем сплава даже в случае исходной крупнозернистой структуры.
Например, при среднем диаметре исходного зерна 130 мкм достаточно 4 циклов
обработки на возврат, для того чтобы обеспечить протекание прерывистого выде-
ления во всем объеме сплава [174]. Однако по понятным причинам трудно таким
Рис. 148. Влияние длитель-
ности рекристаллизацион-
ной, обработки при темпера-
турах 930 (/) и 970 °СС(2)
на микротвердость и удель-
ное электросопротивление
сплава 36НХТЮ. Исходное
состояние: закалка с 970 °C,
деформа ция_80~ %
образом обеспечить высокую однородность структурного состояния по морфоло-
гии частиц у'-фазы, учитывая склонность стержнеобразных частиц к коагуляции.
Полнота развития прерывистого распада в сплаве 36НХТЮ может быть повы-
шена также при использовании различных способов увеличения подвижности гра-
ниц зерен, в частности длительных выдержек при нагреве под закалку (рис. 147),
способствующих коагуляции карбидных частиц, а возможно, и частиц других
фаз, образуемых примесями, и освобождению границ, или же специальных ра-
финирующих способов выплавки. Последний вопрос подробно не рассматривается
в литературе. Предварительные данные показывают, что после этого процесс
прерывистого выделения зачастую интенсифицируется.
В заключение следует отметить, что для получения во всем
объеме сплава 36НХТЮ однородной высокодисперсной ламельной
структуры, характерной для быстрой стадии прерывистого рас-
пада, которая может обеспечить высокое упрочнение, все же наи-
более целесообразным представляется использование исходной
мелкозернистой структуры у-твердого раствора. Другие способы
малоэффективны (многократная обработка на возврат), или прак-
тически неприемлемы (применение предварительной пластической
деформации приводит к снижению пластичности сплава после
старения, а также не позволяет перед старением изготовить детали
сложной формы). В работе [175] показано, что такое структурное
состояние реально может быть получено при размере исходного
зерна в сплаве не более 10 мкм.
Основная сложность реализации способов упрочнения, ис-
пользующих полностью прерывистое выделение у'-фазы, заклю-
чается, таким образом, в создании мелкозернистой структуры
284
определенных условиях полу-
Рис. 149. Влияние длительности рек-
ристаллизационной обработки при тем-
пературах 930 (/) и 970 °C (2) на вели-
чину зерна в сплаве ЗбНХТЮ, пред-
варительно деформированном прокат-
кой с обжатием 80 %
сплава перед старением. Р. Д. Строкатовым 1 показано, что при
использовании стандартных способов измельчения зерна: введения
модификаторов, применения наклепа и рекристаллизационного
отжига в сплаве ЗбНХТЮ может быть достигнуто необходимое из-
мельчение зерна до 7—10 мкм.
Традиционный способ измельчения зерна в дисперсионно-
твердеющих сплавах, включающий холодную пластическую де-
формацию и последующий нагрев в однофазной области с целью
рекристаллизации, позволяет при
чить более мелкозернистую
структуру. Сплав ЗбНХТЮ, про-
деформированный с обжатием 80 %,
близким^к’предельным значениям,
подвергали скоростному нагреву
с различной выдержкой в соляной
ванне при температурах 930 и 970°С
(охлаждение в воде). Первая из них
(930°C) лежит на линии предельной
растворимости компонентов и яв-
ляется поэтому минимально допу-
стимой, а 970 °C—обычно применя-
емая температура закалки сплава.
Обе температуры значительно (бо-
лее чем на 250 °C) превышают тем-
пературу рекристаллизации спла-
ва, деформированного с обжатием
80 %, и поэтому могли быть ис-
пользованы при скоростной крат-
ковременной рекристаллизацион-
ной обработке.
Судя по значениям микро-
твердости (рис. 148) и анализу
лизация сплава практически заканчивается при 930 °C в те-
чение 15 с, а при 970 °C — за более короткое время (10 с).
Зародыши рекристаллизации формируют в этих условиях
весьма мелкозернистую структуру с размером зерен в преде-
лах 4—5 мкм, причем, как и следовало ожидать, на началь-
ном участке независимо от температуры рекристаллизационной
обработки (рис. 149). Увеличение длительности нагрева после
завершения первичной рекристаллизации сопровождается весьма
интенсивным ростом зерен, особенно при 970 °C. Сравнивая эти
данные с результатами других работ [184], можно отметить, что
увеличение степени предварительной деформации с 50 до 80 %
позволило при скоростной рекристаллизационной обработке по-
лучить примерно вдвое более мелкое зерно.
1 Спгрокатов Р. Исследование реакции прерывистого выделения у'-фазы
и разработка научных принципов упрочнения сплавов, стареющих по механизму
прерывистого выделения когерентных фаз. Автореф. канд. дис. Томск, 1978.
285
микроструктуры, рекристал-
Существенно, что, выбирая режим рекристаллизационной об-
работки с целью получения в сплаве достаточно мелкозернистой
структуры, в конечном счете следует ориентироваться не столько
собственно на величину зерна, сколько главным образом на
склонность сплава с такой структурой к прерывистому распаду
при последующем старении.
Полный прерывистый распад после такой рекристаллизацион-
ной обработки может быть получен в сплаве только в том случае,
когда процесс рекристаллизации прошел лишь частично. На
рис. 150 представлены значения предела упругости сплава, соста-
13
12
11
10
9
8
7
6
5
Дер. 15 30 95 60 75 90 Деф. 15 30 95 60 • 75 90
cocm. сост.
врем л выдержки, с
Рис. 150. Влияние длительности рекристаллизационной об-
работки при температурах 930 (/) и 970 °C (2) на предел
упругости (Х10~2) 36НХТЮ после окончательного старе-
ния при 650 °C, 2 ч. Исходное состояние: закалка с 970 °C.
деформация прокаткой с обжатием 80 %
ренного при 650 °C, 2 ч после различных вариантов рекристалли-
зационной обработки. Наиболее высокое упрочнение, характерное
для сплава со структурой полного прерывистого распада, полу-
чено именно в том случае (рекристаллизационная обработка при
930 °C 5—10 с), когда после рекристаллизационной обработки
частично сохраняется наклеп. При увеличении длительности
рекристаллизационной обработки в обоих случаях в сплаве резко
снижается полнота развития прерывистого распада при последу-
ющем старении и поэтому наблюдается значительно меньший уро-
вень упрочнения.
Эффект скоростной неполной рекристаллизационной обработки
и последующего старения на полный прерывистый распад был ис-'
пользован в схеме двойной механико-термической обработки.
Обычно после холодной пластической деформации сплава 36НХТЮ
имеет низкую пластичность, и поэтому полуфабрикаты из него
нельзя подвергать таким операциям, как штамповка с втяжкой,
сложная гибка и т. п., необходимым для изготовления упругих
элементов. Это, естественно, ограничивает применение низко-
286
температурной термомехййической обработки. Однако имеете^
возможность существенно повысить пластичность деформирован-
ного сплава путем последующей (повторной) закалки с 950 °C
с кратковременной выдержкой.
Важный результат повтор-
ной (после деформации) закалки
с кратковременным нагревом —
заметный рост пластичности.
После закалки с нагревом в те-
чение 3 с относительное удли-
нение возрастает от 5 % (после
деформации) до 20 %, т. е. до-
стигает таких значений, что
заготовки могут быть подверг-
нуты обработке давлением со
значительной вытяжкой.
ТАБЛИЦА 33. ОТНОСИТЕЛЬНОЕ
ИЗМЕНЕНИЕ Да0,002 СПЛАВА 36НХТЮ
ПОСЛЕ СТАРЕНИЯ ПРИ 600 °C,
ОСУЩЕСТВЛЯЕМОГО ПОСЛЕ
ДЕФОРМАЦИИ С ОБЖАТИЕМ 50%
И ПОВТОРНОЙ ЗАКАЛКИ 1
Упрочнениесплава 36НХТЮ
после повторной закалки и ста-
рения при 600 °C происходит
с тем большей скоростью и мак-
симальное упрочнение достига-
ется тем быстрее, чем выше сте-
пень предшествующей дефор-
мации и меньше выдержка при
повторной закалке. Так, если
после деформации с обжатием
5 % и закалки с выдержкой 3
с максимальный предел упру-
гости в случае старения при
600 °C достигается после вы-
держки 2—4 ч, после деформа-
ции 20 % и такой же закалки
он достигается уже за 1 ч, а по-
сле деформации 50 % и закал-
ки — менее чем за 0,5 ч. Наи-
большая абсолютная величина
предела упругости сплава
36НХТЮ достигнута в резуль-
тате повторной скоростной за-
калки с выдержкой 3—5 с после
предварительной деформации
с обжатием 50 % (табл. 33).
Деформированное состояние2
— | 89 | 88 | 87 | 86 j 85
Температура повторной
закалки 910 °C
3 25 ' 24,2 24 24 22,8
5 34 34 32 31,2 31,2
10 43,5 42,5 41,5 41 40
40 94 93 92 91 88
Температура повторной
закалки 950 °C
3
5
40
48 47,5
70,5 70,3
41 50
47
70
57
47
69,5
64,5
46
69
78
Температура повторной
закалки 1000 °C
3 73 72 71 71 70
5 78 77,5 77 77 77
40 37 46,5 58 62 78
1 Аа0,002 = [(^0,002 (стар) “
~а0,002(зак))/а0,002 (зак)]- 100%-
2 Прирост предела упругости рас-
считан по отношению к деформирован-
ному, а не к закаленному состоянию.
Двойная термомеханическая
обработка сплава 36НХТЮ получила практическое использо-
вание в промышленности, в частности, при изготовлении мано-
метрических пружин по следующей технологической схеме: 1) за-
калка заготовок при 1040 °C, выдержка 15 мин, охлаждение
в воде; 2) холодная пластическая деформация (раскатка) заго-
287
foBOK; 3) скоростная закалка с использованием т. в. ч. (темпе-
ратура нагрева 900—950 °C, выдержка 3 с); 4) гибка и плющение
пружин; 5) отпуск при 690—700 °C, 30 мин.
После двойной термомеханической обработки пружины об-
ладают значительно меньшим гистерезисом и остаточной деформа-
цией по сравнению с обычной термической обработкой — закал-
кой и отпуском. Так, по данным завода «Манометр» гистерезис
пружин манометра ГСП (номинальное давление 98 МПа) после
двойной ТМО уменьшился с 1,5 до 0,6—0,7 %, а остаточная де-
формация — с 6 до 1 %.
В сплавах, претерпевающих прерывистый распад, как известно
[183], кроме рекристаллизационной обработки существует еще
одна возможность для измельчения зерна — это сама ячеистая
структура, которая формируется при таком механизме распада
и которая дисперсией исходной как минимум в два раза. Однако
использование этого способа измельчения зерна, заключающегося
в чередовании кратковременных закалок и старения для преры-
вистого распада, не позволило получить диаметр зерна менее
7—10 мкм [184]. Авторы [175, 184] предложили модифицировать
этот способ и ввели перед старением пластическую деформацию
с тем, чтобы увеличить дисперсность образующихся при последу-
ющем старении ячеек прерывистого распада, а следовательно, и
дисперсность зерен, которые могут быть зафиксированы при
последующей кратковременной закалке. Такой вариант термо-
механической обработки сплава 36НХТЮ, заключающийся в за-
калке с 930 °C, наклепе не менее 50 %, вспомогательном старе-
нии при 700 °C, 15—30 мин, повторной закалке с 930 °C, 30 с
позволяет получить в сплаве очень мелкое зерно размером 0,8 ±
± 0,2 мкм.
Авторы делают обобщение [175], которое касается вообще
специфики НТМО в сплавах, претерпевающих прерывистый рас-
пад. Наклеп перед старением в таких сплавах целесообразно ис-
пользовать только для получения супермелкого зерна, во всех
остальных случаях (например, для более высокого упрочнения)
применение наклепа неэффективно, поскольку при последующем
старении развитие прерывистого выделения (последнее после пла-
стической деформации протекает очень быстро и по всему объему)
посредством миграции большеугловой границы и перекристалли-
зации матрицы снимает наклеп.
Использование предварительной низкотемпературной термо-
механической обработки по указанной схеме (D3 1 мкм) в со-
четании с последующим старением на полный прерывистый распад
при 650—700 °C, 2—4 ч позволило получить О0,оо2 = 1200 МПа
при сохранении пластичности (6) в пределах 16—20 % [185],
что существенно выше значений, приведенных в табл. 32.
Дополнительная оптимизация отдельных параметров указан-
ной НТМО (вспомогательное старение при более низкой, 650 °C,
температуре, обработка на возврат при 960 °C, окончательное
288
старение при 600 йС) обеспечила еще более высокое упрочнение
сплава 36НХТЮ: ао,оо2 = 1400 МПа, о0)005 = 1500 МПа. При
этом можно отметить очень высокую стабильность упрочнения
сплава с дисперсной структурой мелкоячеистого прерывистого
распада во всем объеме сплава. Столь высокое упрочнение сплава
36НХТЮ после указанной выше обработки является результатом
суммарного влияния супермелкого зерна и ламельной высоко-
дисперсной структуры прерывистого распада.
Для сравнения можно привести свойства сплава 36НХТЮ
с довольно крупным зерном, в котором полный прерывистый рас^
над достигался путем много кратногостарения с промежуточными
обработками на возврат: 4 цикла — 700 °C, 4 ч + 930 °C, 5 с»
В этом случае, согласно Р. Д. Строкатову, а0 002 достигает всего
870 МПа [164].
Следует заметить, что первый способ может быть реализован
только в изделиях, изготовляемых из деформированных полу-
фабрикатов (лента или проволока), тогда как второй пригоден
для любых деталей, независимо от исходного размера зерна.
При повышенных температурах эксплуатации несомненные
преимущества имеет структурное состояние сплава с высокодис-
персными равноосными частицами упрочняющей у'-фазы, форми-
рующееся в процессе непрерывного распада. Такое структурное
состояние обладает более высокой теплостойкостью, поскольку
в нем коагуляционные процессы протекают более медленно и
переход к стабильной модификации избыточной фазы (ц-фаза
Ni3Ti) в значительной степени заторможен. В этом смысле пря-
мую противоположность представляет структурное состояние
с прерывистым выделением у'-фазы, поэтому присутствие ячеи-
стой структуры прерывистого распада даже в ограниченном объ-
еме вблизи границ зерен является крайне нежелательным. Обе-
спечение во всем объеме сплава 36НХТЮ при старении только
непрерывного механизма образования упрочняющей у'-фазы пред-
ставляет собой очень сложную задачу.
Установлено [161], что прерывистый распад в сплаве 36НХТЮ может быть
полностью подавлен путем повышения температуры закалки. Как показано
выше (см. с. 267), повышение температуры закалки не оказывает влияния на
кинетику непрерывного выделения у'-фазы. После закалки от температур
1150 °C (в результате которой, как было показано ранее, практически пол-
ностью растворяются частицы карбида хрома типа Л423С6) на границах зерен
при старении очень быстро вновь выделяется карбид хрома в виде тонких про-
слоек или дисперсных частиц, которые закрепляют границы зерен и предотвра-
111,.пот тем самым развитие реакции прерывистого распада. Естественно, что эффек*
нпиюсть такого способа подавления прерывистого распада снижается при умень-
шении диаметра зерна в закаленном сплаве 36НХТЮ из-за ограниченного ко-
личества образующихся частиц карбида Л123С6 вследствие низкого содержания
ш лерода. В работе [166] показано, что при диаметре зерен у-твердого раствора
менее 12 мкм из-за возрастания общей протяженности границ зерен не все из
них могут быть закреплены, и прерывистый распад все же частично наблюдается
в сплаве, закаленном даже, с 1280 °C. Только применение наряду с высокотем-
пературной закалкой специальной науглероживающей обработки позволяет
10 Рахштадт А. Г.
289
подавить этим способом прерывистый распад в мелкозернистом (до f мкм) сплаве
ЗбНХТЮ. Такой же механизм подавления прерывистого распада за счет закреп-
ления границ может быть реализован в случае использования предварительного
высокотемпературного старения, во время которого также достаточно полно
выделяются частицы карбидов. При последующем низкотемпературном старении
распад твердого раствора идет исключительно по непрерывному механизму [171 ].
Существует другая возможность подавления прерывистого распада — это
интенсификация непрерывного распада и, следовательно, уменьшение движущей
силы прерывистой реакции. Так, путем применения предварительного длитель-
ного низкотемпературного старения (<600 °C) в сочетании с последующей дефор-
мацией удается полностью предотвратить развитие в сплаве ЗбНХТЮ преры-
вистого распада [171].
Таким образом, структуру полного непрерывного распада в
сплаве, не охрупчивая его путем осаждения на границах зерен
карбидных частиц без изменения его состава, практически полу-
чить пока нельзя. Поэтому следует признать, что более целесо-
образно допустить формирование для указанных целей смешанной
структуры, состоящей преимущественно (~70—80 %) из непрерыв-
ного выделения и небольшой объемной доли прерывистого выде-
ления, расположенного в приграничных участках. Именно такая
структура может быть сформулирована при умеренных темпера-
турах закалки (~950—970 °C), когда средний размер зерен
составляет 30—50 мкм, и в условиях таких способов старения,
которые обеспечивают наибольшее упрочнение в областях непре-
рывного выделения.
При разработке оптимального режима термической обработки
сплава ЗбНХТЮ обычно не учитывалось соотношение между сте-
пенью развития прерывистого и непрерывного распада в струк-
туре, а принимались в рассмотрение главным образом прочност-*
ные характеристики и запас пластичности. Наивысшим комплек-
сом свойств сплав ЗбНХТЮ обладает после закалки с 950 °C
и старения при 700 °C, 2—4 ч. После такой обработки сгв =
= 1200 — 1400 МПа, о0,2 = 850-1100 МПа, <J0,oo2 = 780-
— 800, МПа, 6 = 12 —18 %, НВ 370—400. Эта же обработка
обеспечивает и наибольшую теплостойкость сплава, достигающую
300 °C.
Такая стандартная термическая обработка, как показал ана-
лиз, обеспечивает формирование преимущественно структуры
непрерывного выделения. Объемная доля прерывистого выделения
в пограничных областях, зависящая от диаметра зерна, что и при-
водит к разбросу свойств, не превышает трети объема сплава,
поскольку, как правило, закалка с 950 °C .обеспечивает диаметр
зерна в сплаве в пределах 30—50 мкм.
Для повышения комплекса свойств сплава в целом и его теп-'
лостойкости и стабильности в условиях такого смешанного меха-
низма выделения у'-фазы можно предложить два пути: первый
связан с уменьшением объемной доли прерывистого выделения;
второй — с воздействием на дисперсность структуры непрерыв-
ного выделения на стабильность дислокационной структуры
сплава.
290
Несомненный интерес для повышения сопротивления малым
пластическим деформациям, от которого зависит и степень разви-
тия неупругих эффектов в процессе службы упругих элементов,
представляют процессы ступенчатого старения в двух
вариантах. Согласно первому из них сначала проводят более
высокотемпературное, а затем низкотемпературное старение (на-
пример, при 700 и 600 °C). По-видимому, в результате низко-
температурного старения удается дополнительно увеличить коли-
чество частиц интерметаллидных фаз по^сравнению со старением
при высокой температуре /вследствие относительно большего
Рис.
старения при 700 °C на* свойства сплава
Исходное состояние:
1 — закалка, старение при 550 °C, 2 ч;
2 — закалка (П. П. Дураев, Ж. П. Па-
стухова)
Время старения, ч
151. Влияние продолжительности
ЗбНХТЮ.
в этих условиях пересыщения
у-твердого раствора. Предвари-
тельное высокотемпературное
старение благодаря возникаю-
щим упругим напряжением ин-
тенсифицирует развитие старе-
ния при пониженных темпера-
турах. Интересно, что' после
кратковременного высокотемпе-
ратурного старения (700 °C),
а затем более длительного низ-
котемпературного намного мень-
ше стала доля прерывистого рас-
пада в состоянии, отвечающем
максимальному упрочнению.
Были проведены опыты по
двухступенчатому старению
сплава ЗбНХТЮ: сначала при
700 °C в течение 1, 3 [иТб ч,
а затем при 600 °C до 6 ч. Оказалось, что при оптимальном
режиме такого старения (700 °C, 3 ч и 600 °C, 4 ч) сг0}002 возрос
с 710 до 790 МПа; сильно увеличилось сопротивление ползучести.
Второй вариант ступенчатого старения, заключающийся в про-
ведении сначала низкотемпературного, а затем высокотемператур-
ного старения, подробно изучен в работе Ж. П. Пастуховой и
II. П. Дураева. Проведение низкотемпературного старения имеет
целью получить высокую плотность зародышей у'-фазы в условиях
шачительной степени пересыщения закаленного у-твердого рас-
। вора. В итоге на высокотемпературной стадии старения, поскольку
состав частиц выделяющейся фазы не изменяется, наблюдается
в основном рост возникших зародышей в условиях непрерывного
распада. При этом низкотемпературная стадия не влияет на сте-
пень развития прерывистого распада при последующем высоко-
температурном старении, хотя в некоторых сплавах подобный
эффект отмечался. Выбор режима низкотемпературного старения
авторы проводили по достижению максимума удельного электро-
сопротивления, отвечающего наибольшей плотности высокодис-
нерсных частиц (зародышей) у'-фазы; он соответствовал 550 °C,
ю*
291
2 ч. После стадии старения I проводилось высокотемпературное
старение при обычно принятой температуре (700 °C). На рис. 151
представлена кинетика изменения свойств сплава в результате
старения при 700 °C как после предварительного старения при
550 °C, так и без него. Видно, что в первом случае рост предела
упругости, как и снижение удельного электросопротивления,
происходит быстрее за счет влияния ранее возникших зародышей
у'-фазы. Кроме того, абсолютная
величина itпредела упругости
после ступенчатого старения
Рис. 152. Релаксация напряжений в усло-
виях статических испытаний сплава
36НХТЮ при 20 °C. Исходное состояние:
1 — закалка, старение при 700 °C, 2 ч;
2 — закалка, старение при 550 °C, 2 ч и
при 700 °C, 1 ч; 3 —закалка, старение
при 550 °C, 2 ч под напряжением <70 —
= 150 МПа и старение при 700 °C, 1 ч;
4 — “закалка, старение при 700 °C, 3 ч
под напряжением О0 = 150 МПа (П П. Ду-
раев, Ж. П. Пастухова)
Время старения 7 ч
Рис. 153. Влияние продолжительности
старения при 700 °C на свойства сплава
36НХТЮ. Исходное состояние:
1 — закалка; 2 — закалка, старение при
550 °C, 2 ч под напряжением о0 = 150 МПа
и при 700 °C под напряжением а0 =
= 150 МПа; 3 — закалка, старение при
550 °C, 2 ч под напряжением ст0 = 150 МПа;
4 — закалка, старение при 700 °C под
напряжением а0 = 150 МПа (П. П. Ду-
раев, Ж- П. Пастухова)
выше (780 МПа), чем после обычного (720 МПа). Также улуч-
шается и релаксационная стойкость, о которой можно судить
по уменьшению остаточной деформации, накапливаемой при со-
ответствующих испытаниях (рис. 152).
Однако заметно выше оказывается сопротивление малым пла-
стическим деформациям при кратковременном (предел упругости)
и длительном статическом нагружении (релаксационная стойкость)
в случае применения метода динамического старения. Последний
метод опробовали в трех вариантах. Согласно первому из них
нагружение, отвечающее напряжению 150 МПа (это напряжение^
было принято одинаковым во всех вариантах динамического ста-
рения), осуществляли непосредственно во время старения при
700 °C. Согласно второму нагружение было проведено в процессе
низкотемпературного старения при 550 °C и, наконец, в последнем
варианте нагружение было и на низкотемпературной, а затем на
высокотемпературной (700 °C) стадии старения.
292
Результаты исследований показали, что динамическое старение
при 700 °C приводит к заметно более высокому упрочнению
(°'о,оо2 = 850 МПа), чем обычное, но оно достигается в результате
несколько более длительной выдержки (3 ч вместо 2 ч). В случае
ступенчатых режимов динамического старения упрочнение про-
исходит значительно быстрее, как и вообще при ступенчатом
старении (рис. 153). Интересно, что влияние динамического ста-
рения на стадии образования зародышей сохраняется и при
высокотемпературном старении, но эффект упрочнения при этом
несколько меньше. Еще более существенным оказалось влияние
динамического старения на улучшение релаксационной стойкости.
Однако режимы ступенчатого динамического старения в этом слу-
чае менее эффективны, чем однократное динамическое старение
при 700 °C.
Влияние динамического старения скорее всего связано с полу-
чением более совершенной макрорешетки частиц у'-фазы или
(и) с реализацией лишь некоторых ориентировок у'-фазы (под-
робнее о влиянии динамического старения на структуру сплавов
см. в гл. VI). Вопрос о влиянии релаксации локальных микро-
папряжений является дискуссионным.
Другим методом, влияющим на структурное состояние и свойства сплава
36НХТЮ, является изменение его состава путем введения такого адсорбционно-
активного компонента, как бор. Введение бора позволяет прежде всего пода-
вить прерывистый распад, так как этот компонент понижает пограничную кон-
центрацию алюминия и титана в пересыщенном твердом растворе1 и тем самым
тормозит образование зародышей у'-фазы возле большеугловых границ
подавляет развитие прерывистой реакции [62]. Кроме того, бор прямо воздей-
ствует на рост сопротивления малым пластическим деформациям вследствие обра-
зования атмосфер преимущественно на зернограничных дислокациях. Подобный
эффект был установлен ранее автором, О. Н. Мещериновой, А. И. Гневко и
С. А. Сошниковым в сталях, упрочняемых мартенситным превращением. При
этом зависимость сопротивления малым пластическим деформациям от кон-
центрации бора в подобных сталях характеризуется наличием экстремума при
-ИО"3 % В. Существенно, что и зависимости других свойств сталей и сплавов,
в частности прокаливаемое™ и жаропрочности, от концентрации бора также
имеют экстремум.
Исследование процесса закалки сплава 36НХТЮ, содержащего бор (от
0,003 до 0,007 %), показало, что при повышенной температуре (1050—1100 °C)
вследствие роста зерна происходит соответствующее пересыщение приграничных
объемов бором и выделяются, судя по данным микроанализа, избыточные, по-
видимому, борсодержащие фазы. Поэтому в твердом растворе остается значительно
меньше бора и концентрация атмосфер на дислокациях, естественно, уменьшается.
В итоге упрочняющее влияние бора практически не проявляется. Максимальное
упрочнение сплава 36НХТЮ как с добавками бора, так и без бора было достиг-
нуто^после закалки с 925—950 °C и старения при 650 °C, 4 ч или при 700 °C,
Получение однородной структуры непрерывного распада и одновременное
блокирующее действие сегрегаций бора на дислокациях обеспечивает высокие
значения сопротивления малым пластическим деформациям в сплавах, легиро-
ванных бором. После закалки с 925 °C и старения при 650 °C, 4 ч о0>005 сплава
с 0,005 % В (оптимальное количество, отвечающее экстремуму свойств) соста-
вил 1250, а без бора 860 МПа.
1 Г. В. Эстулиным показано, что в никелевых сплавах с добавкой бора со-
став избыточной у'-фазы не изменяется.
293
Характеристики сплава 36НХТЮ как материала для упругих
элементов. Для службы упругих элементов, особенно когда важна
их стабильность, большое значение имеет деформация ползуче-
сти х. На рис. 154 представлены данные В. А. Федоровича о ползу-
чести сплава 36НХТЮ при 20 и 150 °C после закалки с 970 °C
и старения при 700 °C, 3 ч. При температуре 20 °C и напряжении
570—610 МПа (т. е. менее 3-1СГ® А) наблюдается так называемая
логарифмическая ползучесть. Скорость ползучести постепенно
Рис. 154. Ползучесть сплавов 36НХТЮ (1—3) и 36НХТЮ (4 —
6) при 20 и 150 °C и разных напряжениях о, МПа:
1 - 600; 2 — 750; 3 — 900; 4 — 660; 5 — 860; 6 — 1060
уменьшается и через 50—100 ч практически оказывается равной
нулю. Как показал В. А. Федорович, при более высоких напряже-
ниях и повышенной температуре (150 °C) деформация ползучести
хорошо аппроксимируется степенной функцией 8 = 80 + Аут"2,
где показатель степени т при 20—150 °C для сплава 36НХТЮ
равен 0,16.
Анализ приведенных данных показывает, что повышение тем-
пературы до 150 °C мало влияет на деформацию ползучести сплава
36НХТЮ, которая резко возрастает при напряжениях, превыша-
ющих предел упругости, особенно с малым допуском на остаточ-
1 Относительная нестабильность упругих чувствительных элементов мо-
жет быть принята равной Д//0СТ/1Гтах» где Л//ост—изменение линейного раз-
мера упругого элемента и Wmax—максимальный его ход (перемещение), про-
порциональный действующим напряжениям. Поскольку деформация ползучес-
ти еп также пропорциональна максимальному напряжению атах> то
Д/УостЖшах = ел/(o'max/Ё), Отсюда следует, что нестабильность определяется
деформацией ползучести.
294
пую деформацию (o0,ooi), рис. 155. Это малое влияние температуры,
возможно, связано с тем, что, по данным В. В. Караваевой, проч-
ность частиц у'-фазы растет с повышением температуры и таким
образом увеличивается их сопротивление перерезанию дислока-
циями. По-видимому, основной механизм развития пластической
деформации при ползучести — термически активируемое попереч-
ное скольжение и переползание дислокаций.
Значительное увеличение деформации ползучести при сг =
а0,001, возможно, связано с тем, что при этом начинает дей-
ствовать механизм динамического возврата за счет поперечного
Рис. 155. Зависимость деформации 8 и скорости ползучести 8 сплава 36НХТЮ
после закалки и старения при 700 °C, 3 ч от напряжения (еост — остаточная
деформация при изменении предела упругости; К — коэффициент упрочнения)
скольжения, в результате чего и снижается коэффициент упроч-
нения. Ниже этого напряжения наблюдается логарифмическая
ползучесть, а выше — степенная. С повышением температуры
снижается о0<001, а значит, уменьшается то предельное напряже-
ние, ниже которого справедлива логарифмическая ползучесть.
11з приведенных результатов следует, что сравнивать различные
пружинные сплавы по величине деформации ползучести надо
при напряжениях, составляющих равную долю от предела упру-
юсти. Это положение справедливо для температур менее 0,ЗТпл.
Характер роста остаточной деформации с увеличением напря-
жений при кратковременном и длительном нагружении практи-
чески одинаков, хотя абсолютное значение деформации во втором
случае, естественно, выше. Интересно, что скорость ползучести
изменяется соответственно изменению величины, обратной коэф-
фициенту упрочнения (V = К-1). По данным В. А. Федоровича,
швисимость скорости ползучести от напряжения следует соотно-
шению: ё = где п — показатель степени, равный для сплава
ЗбНХТЮ при температурах 20 и 150 °C 3 и 6 соответственно. Оста-
।очная деформация сплава ЗбНХТЮ в условиях длительного
статического нагружения (ползучести) практически не зависит
от величины зерна в пределах от 20 до 80 мкм (толщина образцов
0.3 мм) в условиях смешанной структуры, когда степень развития
295
прерывистого и непрерывного распада не была постоянной. Однако
остаточная деформация, накапливаемая в условиях циклического
нагружения в этом же структурном состоянии, оказывается тем
меньше и циклическая прочность тем больше, чем мельче
зерно (рис. 156). о
Деформация ползучести сплава ЗбНХТЮ даже при 20 °C
сильно зависит от стабильности исходной структуры, полученной
после закалки и старения. Чем
выше стабильность, т. е. чем
больше продолжительность ста-
Рис. 156. Влияние величины зерна на на-
копление деформации в сплаве ЗбНХТЮ
при циклическом нагружении. Величина
зерна, мкм:
1 — Ю-т-20; 2 — 204-40; 5 — 404-60; 4 —
604-80
рения, тем меньше деформация
ползучести, хотя величина пре-
дела упругости при этом более
низкая. Испытания проводили
в условиях, когда исходное на-
пряжение образцов после каж-
дого режима старения соответ-
ствовало равной доле от их пре-
дела упругости. Наиболее зна-
чительное снижение деформации
ползучести у сплава ЗбНХТЮ
было достигнуто в результате
применения двухступенчатого
старения при 700 °C, 4 ч и при
600 °C, 6 ч, которое также по-
вышает и предел упругости.
Тот же эффект будет достигнут
и при использовании динамиче-
ского старения.
Для повышения стабильности
характеристик УЧЭ на практике
часто прибегают к их предвари-
тельному нагружению напряже-
нием, превышающим предел упругости сплава, что ведет к росту
этого свойства за счет возникновения «полезных» остаточных
напряжений. Однако упругий элемент, стабилизированный этим
методом, не может быть достаточно стабильным, поскольку при
длительном хранении или эксплуатации будет происходить ре-
лаксация этих остаточных напряжений и связанные с этим изме-
нения размеров, что и наблюдается на практике.
С целью стабилизации УЧЭ В. А. Федорович и автор пред-
ложили метод, основанный на предварительном нагружении этих*
изделий до появления остаточной деформации (~0,02 %) с после-
дующим старением сплава ЗбНХТЮ при 500 °C. При этом прак-
тически до нуля снижаются остаточные напряжения и происходят
процессы полигонизации с возможным дополнительным выделе-
нием. В итоге предел упругости сплава ЗбНХТЮ возрастает
с 705—745 до 980 МПа, а сопротивление ползучести увеличи-
I
вается в 2—5 раз. Этот метод стабилизации характеристик УЧЭ
полностью применим и для УЧЭ из других сплавов, но для них
должен быть установлен режим дополнительного старения. Так, по
данным В. А. Федоровича и автора, это дополнительное старение
УЧЭ из бериллиевой бронзы БрБНТ 1,9 должно быть при 200—
250 °C. Для оценки стабильности характеристик упругих эле-
ментов важное значение, кроме релаксационной стойкости и со-
противления ползучести, имеет изменение модуля упругости в про-
цессе нагружения, как показали исследования С. Г. Штейна,
В. Ф. Суховарова и Л. М. Буткевича.
Если после старения провести холодную пластическую де-
формацию даже с очень небольшим обжатием (эта деформация
может быть получена в процессе стабилизации — массирования
или опрессовки упругих элементов, часто используемых в про-
мышленности), то модуль упругости заметно снижается, т. е.
появляется дефект модуля, связанный с появлением легкоподвиж-
ных дислокаций и вакансий, а также с перераспределением атомов
(вплоть до обратной растворимости). Величина снижения модуля
зависит от температуры закалки и последующего старения, причем
с понижением температуры последнего (до 600—650 °C) модуль
упругости под действием последующей деформации снижается
меньше, чем после более высокотемпературного нагрева. Однако
если после указанной деформации произвести повторный отпуск,
то дефект модуля устранится. Как указывают, после такого
отпуска необходимо медленное охлаждение, чтобы получить до-
статочное насыщение атмосфер на дислокациях. Поэтому после
стабилизации — массирования или опрессовки, во время которых
возникает остаточная деформация, если требуется высокая ста-
бильность УЧЭ, необходим дополнительный отпуск при 600—
650 °C.
Дефект модуля может возникнуть и в процессе службы упругих
элементов, если величина действующего в них напряжения при-
ближается к пределу упругости или даже достигает его значений.
Поэтому чем выше предел упругости при данном неизменном дей-
ствующем напряжении, тем меньше опасность того, что дефект
модуля вследствие развития малых (или микро-) пластических
деформаций достигнет такой величины, которая может оказать
влияние на служебные характеристики упругих элементов. При
повышении предела упругости ниже будут и релаксация напряже-
ний, и деформация ползучести.
Для расчета упругих элементов необходимы данные об упругих
свойствах сплава ЗбНХТЮ.
По данным [188], упругие свойства сплава ЗбНХТЮ после
закалки с 950 °C и старения при 700 °C, 1 ч, измеренные с исполь-
зованием акустических методов, следующие: модуль сдвига G —
= 78 000 !МПа, адиабатический модуль упругости Es =
— 201 000 МПа, адиабатический коэффициент Пуассона Vs =
= 0?290; изотермический модуль упругости = 200 600 МПа,
?97
296
изотермический коэффициент Пуассона vT = 0,287. Механическая
добротность, характеризующая коэффициент поглощения упругих
волн (частота 10—20 кГц) при продольных колебаниях, достаточно
высокая — 10 600. Температурные коэффициенты модуля сдвига
3,12-10'4 1/°С и модуля нормальной упругости 3,53-10"6 1/°С
в интервале температур 20—200 °C стабильны. Авторами также
определен коэффициент (6 = 3,9), от которого зависит изменение
модуля упругости в функции от величины приложенных напря-
жений: Е = Eq (1 ± 6сг/Е0).
Рис. 157. Зависимость свойств сплавов 36НХТЮ (а) и 36НХТЮМ8 (б) от температуры
испытания. Сплошные линии — образцы вырезаны вдоль прокатанной заготовки, штри-
ховые — поперек заготовки [181]
Для практического применения сплава 36НХТЮ важное зна-
чение имеет зависимость его свойств от температуры в широкой
области ее изменения. По данным [189], при понижении темпе-
ратуры испытаний от 80 до —196 °C предел упругости сплава
36НХТЮ после закалки с 950 °C и старения при 700 °C, 4 ч сни-
жается, при этом тем более заметно, чем меньше допуск на остаточ-
ную деформацию при измерении этого свойства (рис. 157). Так,
предел упругости с допуском на остаточную деформацию 0,005%
уменьшается при снижении температур в указанном диапазоне
с ^700 до ~520 МПа по линейному закону, а при допуске 0,002 %
с ~480 до ~300 МПа. Интересно, что это снижение отмечается
только на образцах сплава, вырезанных из ленты вдоль направле-
ния прокатки, тогда как на поперечных образцах оно не наблю-
дается. Причина различного поведения образцов разной ориен-
тировки относительно направления прокатки в работе не обсу-
ждается .
При понижении температуры заметно снижается ударная
вязкость и притом почти независимо от ориентировки образцов
относительно направления предшествующей прокатки. Так, это
снижение на поперечных образцах составило от 330 до
।
298
280 кДж/nA Временное сопротивление разрыву с понижением
температуры возрастает, а величина гистерезиса в рассматрива-
емом интервале температур практически неизменна.
Приведенные выше данные об уменьшении предела упругости
п ударной вязкости при снижении температуры до —196 °C,
а также рост магнитной проницаемости и намагниченности (4л/н =
-- 0,23 Тл), усиливающийся при переходе к температуре жидкого
гелия (—269 °C), должны учитываться при назначении данного
сплава для конкретных условий службы в приборах. При повы-
шении температуры модуль упругости сплава 36НХТЮ, во вся-
ком случае до 300 °C, снижается по линейному закону. Предел
упругости снижается, начиная с 200 °C, почти независимо от пред-
шествующего режима старения, но наиболее резко это снижение
наблюдается при температуре выше 400 °C (см. рис. 157). С повы-
шением температуры весьма активно снижается и релаксационная
стойкость сплава. Так, за 1000 ч при 300 °C величина релаксиру-
емого напряжения снижается при о0 = 600 МПа на 8 %, при
о'о = 800 МПа на 11,5 %. При 400 °C в равных условиях испыта-
ния релаксационная стойкость, как и предел упругости, резко
уменьшается — снижение релаксируемого напряжения достигает
22 и более 30 % соответственно.
Влияние электрополирования на свойства сплава 36НХТЮ.
Как показано в работе [141], свойства тонких лент и, по-види-
мому, проволоки из сплава 36НХТЮ и многих других пружинных
сплавов могут быть значительно повышены в результате электро-
химического полирования, улучшающего качество поверхности
н состояние поверхностного слоя, который в наиболее типичных
условиях службы пружин — при изгибе или кручении — воспри-
нимает максимальные напряжения.
Как показали данные микрорентгеноспектрального анализа,
поверхностные слои лент из сплава 36НХТЮ и его модификаций
обеднены легирующими элементами, вызывающими эффект упроч-
нения при отпуске.
Поэтому после старения по оптимальным режимам упрочнение
поверхностного слоя и особенно сопротивление малым пласти-
ческим деформациям образцов в целом оказывается сниженным.
Удаление этого поверхностного слоя электрополированием в элек-
тролит состава 86—88 % Н3РО4; 10—12 % СгО3 и 2 % Н2О сильно
повышает предел упругости сплава как после обычной терми-
ческой (закалка с 980 °C, старение при 700 °C, 3 ч), так и после
термомеханической обработки (закалка, холодная прокатка с об-
жатием 15 % и старение). Из данных работы А. М. Рябышева
следует, что удаление слоя оптимальной толщины (10 мкм) с по-
верхности ленточных образцов (толщина 0,3 мм) после закалки
и старения повышает предел упругости o0j005 с 830 до 930 МПа.
При этом, как показано в работе [141], электрополирование тем
сильнее влияет на сопротивление пластическим деформациям,
чем меньше допуск на полученную остаточную деформацию. Так,
299
после закалки с 930 °C с выдержкой 5 мин в соляной ванне й ста-
рения при 650 °C, 2 ч о0|006 (допуск 5-Ю'3 %) составил без элек-
трополирования 600, а после электрополирования 1030 МПа.
ffo,o2 (допуск 0,02 %) для обоих состояний поверхности практи-
чески одинаков — 1100 МПа. Показано, что с ростом вакуума
от 10-2 до 10-3 торр после старения при 690 °C, 3,5 ч в цикле НТМО,
включающем прокатку с обжатием 50 %, сг0;005 возрастает от 850
до 1020 МПа, а предел упругости о0)015 независимо от величины
вакуума практически одинаков. Применение электрополирования
после прокатки и после старения повышает сг0)005 ДО И80 МПа.
Рис. 158. Накопление остаточной деформации при циклическом нагружении (п —
число циклов) сплавов ЗбНХТЮ (а) и 36НХТЮМ8 (б) после термической и тер-
момеханической обработки, а также после электрополирования (А. М. Рябышев):
1 — термическая обработка; 2 — термическая обработка и электрополирова-
ние; 3 — термомеханическая обработка (деформация 15 %); 4 — термомехани-
ческая обработка (деформация Г5 %) и электрополированйе
Электрополирование увеличивает также релаксационную стой-
кость (рис. 158) не только при нормальных, но и при повышенных
температурах. Так электрополирование сплава ЗбНХТЮ после
закалки и старения снижает релаксацию напряжений за 1000 ч
при 20 °C и (т0 = 715 4-745 МПа с 3,4 до 1,9 %, а при 250 °Сиа0 =
= 655 4-675 МПа — с 5 до 3,2 %. Важно, что свойства пружинного
сплава улучшаются не только при статическом, но и при цикли-
ческом нагружении. В частности, снижается циклическая релакса-
ция, характеризуемая величиной остаточной деформации (при
(т0 — 715 МПа), накапливаемой в процессе циклического нагруже-
ния, а также повышается усталостная прочность. Так, при напря-
жении 686 МПа число циклов до разрушения сплава ЗбНХТЮ
после закалки и отпуска составляет 75 000, а .после электрополи-
рования ~ 100 000 циклов. После термомеханической обработки
электрополирование при том же напряжении повышает число
циклов до разрушения примерно на 20 000.
Таким образом, применение электрополирования должно по-
высить рабочие характеристики упругих элементов. Показано,
что действительно эта поверхностная обработка снижает важней-
шую характеристику упругих чувствительных элементов — вели-
чину упругого гистерезиса — с 2,3 до 1,47 %.
300
Поэтому элёктропОлировайиё с удалением слоя толщиной 10—
15 мкм должно быть обязательной окончательной опера-
цией в технологическом процессе изготовления упругих эле-
ментов.
Кроме того, свойства сплава ЗбНХТЮ могут быть улучшены
и в результате применения новых, более совершенных методов
выплавки. По данным [187], выплавка в вакуумных индукцион-
ных печах, или та же выплавка с последующим вакуумно-дуговым
переплавом, или выплавка в открытых индукционных печах
с последующим электрошлаковым или вакуумно-дуговым пере-
плавом позволяет повысить пластичность, релаксационную стой-
кость и усталостную прочность сплава благодаря уменьшению
в сплаве содержания газов (кислорода, азота и водорода) и количе-
ства включений нитридов титана, карбонитридов титана и окислов.
Кроме того, при использовании этих методов выплавки изменяется
характер распределения включений. В итоге уменьшается анизо-
тропия временного сопротивления разрыву и предела усталости,
а также улучшается коррозионная стойкость. Повышение корро-
зионной стойкости особенно заметно при испытаниях в 57 %-ной
азотной кислоте при 50 °C: сплав, полученный выплавкой в от-
крытой индукционной печи, оказывается нестойким (скорость
коррозии 0,867 г/(м2-ч), а металл, выплавленный другими ука-
занными выше более современными методами, отличается значи-
тельной коррозионной стойкостью: максимальная скорость кор-
розии 0,0699 г/(м2-ч). Преимущество новых методов выплавки
сохраняется и после испытаний при 80 °C в 57 %-ной азотной
кислоте, а также в серной, соляной, ортофосфорной и муравьиной
кислотах. Это улучшение коррозионной стойкости авторы ра-
боты [187] объясняют большей склонностью к пассивации более
чистого металла, содержащего меньше газов и включений.
Как показано в работах [190, 191], повышение стабильности
свойств и структурного состояния сплава на Fe — Ni — Cr-основе,
особенно при понижении температуры, может быть достигнуто
в результате введения в сплав марганца, резко увеличивающего
устойчивость аустенита. Авторы работы [190] показали, что
сплав состава 0,04 % С; 0,5 % Si; 10,8 % Мп; 24 % Ni; 11,9 %
Сг; 2,9 % Ti; 1,2 % Al после термической обработки, оптимальный
режим которой, несмотря на присутствие марганца, оказался
практически таким же, как у сплава ЗбНХТЮ, а именно: закалка
с 950 °C и старение при 700 °C, 4 ч, имеет предел упругости (j0)005
580 МПа. Поданным [191, 192], присутствие в сплаве марганца
не изменило механизма и общих закономерностей структурных
превращений при старении, связанных с выделением у'-фазы,
которые наблюдались в сплаве ЗбНХТЮ. Авторы также указы-
вают, что в процессе старения на максимальную твердость
(HV 370) выделяется у'-фаза типа Ni3 (Ti, Al) в количестве 2,1 %,
а также небольшое количество TiC и еще меньше фазы Лавеса
типа Fe2Ti.
301
Суммарное количество последних двух фаз составило 0,6 %.
Здесь также в приграничных зонах развивается распад твер-
дого раствора по прерывистому механизму с образованием ламелей
у'-фазы, при этом тем более интенсивный, чем ниже температура
старения.
При снижении температуры испытаний до —196 °C предел
упругости сплава, содержащего марганец (Н25П0ХТЮ), как
и сплава 36НХТЮ, уменьшается и тем в большей степени, чем
меньше допуск на остаточную деформацию. Так, о0)005 при сни-
жении температуры от 20 до —196 °C уменьшается с 580 до
560 МПа, а о0>001 — от 320 до 150 МПа.
Этот эффект снижения предела упругости при понижении тем-
пературы испытания ’до —196 °C, обнаруженный на спла-
вах 36НХТЮ и 70НХБМЮ, при заметном повышении временного
сопротивления пока еще не получил полного объяснения. Как
полагают авторы работы [189, 192], он связан с возникновением
при понижении температуры микронапряжений вследствие раз-
личия в коэффициентах термического расширения: в сплаве
70НХБМЮ этот коэффициент для матричной у-фазы составляет
12,6-10“6, а у упрочняющей фазы Ni3Nb с ромбической решет-
кой 1 — 10,2-10-6 1/°С. Это различие вызывает рост касательных
напряжений при снижении температуры от 20 до —196 °C на
60 МПа.
Так же как и предел упругости, при снижении температуры
от 20 до —196 °C уменьшается и предел текучести, правда, отно-
сительно слабо — от 895 до 840 МПа, в то время как временное
сопротивление возрастает от 1240 до 1320 МПа. Пластичность
(относительное удлинение) сплава, содержащего марганец, при
понижении температуры несколько возрастает (от 15,5 до 19 %),
а ударная вязкость, как и у сплава 36НХТЮ, снижается от 320
до 250 кДж/м2.
Релаксационная стойкость сплава с 10 % Мп при о0 = 600 МПа
и температуре 20 и —196 °C достаточно высокая — снижение
релаксируемого напряжения за 100 ч составило 5—6 %. Самое
главное преимущество данного сплава перед 36НХТЮ — это
сохранение в нем парамагнитного состояния до —196 °C.
При повышении температуры испытаний до 300 °C o0j005 за-
метно снижается от 580 до 20 °C до 490 МПа при 300 °C. Релакси-
руемое напряжение о0 = 600 МПа при 250 °C за 100 ч снизилось
на 8 %, т. е. почти так же, как и в сплаве 36НХТЮ. По данным
цитируемой выше работы, коррозионная стойкость сплава с 10 %
Мп в 57 %-ной азотной кислоте при 20 °C оказалась такой же,
как и у сплава 36НХТЮ, а в серной кислоте заметно ниже.
Введение в сплав с марганцем Н25Г10ХТЮ 5 % Мо (сплав
типа Н25Г10ХТЮМ5) повысило релаксационную стойкость сплава
1 В действительности упрочняющая фаза типа у" — Ni3Nb имеет тетраго-
нальную гранецентрированную решетку [193].
302
при —196-°C, 20 и 250 °C и его предел упругости при 20 °C [191 ].
Однако величина его еще более резко уменьшилась как при сни-
жении температуры до —196 °C, так и при повышении до 300 °C.
Кроме того, временное сопротивление при —196 °C в отличие от
сплавов 36НХТЮ и Н25Г10ХТЮ оказалось ниже, чем при 20 °C.
Еще более резко снизились при —196 °C относительное удлинение
(с 10,5 до 2 %) и ударная вязкость (с 225 до 175 кДж/м2). Как ука-
зано в [191 ], сплавы типа Н25Г10ХТЮ и Н25Г10ХТЮМ5 сохра-
няют свою работоспособность в таких изделиях, как мембранные
коробки при —196 и —253 °C.
В дальнейшем был предложен новый сплав с несколько по-
ниженным, по сравнению со сплавом Н25Г10ХТЮ, содержанием
марганца (5 %), но при повышенной за этот счет концентрации
никеля. Исследование сплава ЗОНХГТЮБ (0,022 % С; 0,21 Si;
5,45 % Мп; 29,68 % Ni; 12,7 % Сг; 2,9 % Ti; 1,17 % Al; 1,0 % Nb)
показало, что его наибольшее упрочнение достигается после за-
калки с 950 °C и старения при 650—700 °C, 4 ч. В процессе старе-
ния в сплаве развивается прерывистый распад с образованием
[3-фазы типа Ni3Ti при небольшом количестве у'-фазы.
Зависимость механических свойств сплава ЗОНХГТЮБ после
закалки с 950 °C и старения при 700 °C, 4 ч от температуры испы-
тания [192] представлена ниже:
Температура испыта-
ния, °C о'в, МПа —269 —253 — 196 20 100 200 300 400
1600 1560 1520 1320 1200 1180 1150 1090
<т0 2, МПа . . 6, % 1250 1160 1090 1060 960 930 840 820
9,1 9,3 10,0 15,9 12,4 10,5 9,0 8,5
«и, кДж/м2 .... — 300 400 500 500 470 370 350
,Т0.005> МПа • • • • 998 — 860 750 — — — —
* После выдержки в жидком водороде при 20 °C О0 005 == 764 МПа.
В отличие от предыдущих сплавов в данном случае с пониже-
нием температуры до —269 °C наблюдается и при том обратимый
(при отогреве) рост прочности, включая и предел упругости, но
ударная вязкость, как и следовало ожидать, снижается. Суще-
ственно, что вплоть до —269 °C сплав оказывается парамагнит-
ным. Это свидетельствует о том, что сплав Н30Г5ХТЮБ, как ука-
зано в работе [192], является перспективным материалом для
изготовления упругих элементов, работающих при криогенных
температурах.
Сложнолегированные коррозионностойкие и высокопрочные
аустенитные пружинные сплавы на основе системы Fe — Ni — Сг.
Работами Института прецизионных сплавов ЦНИИЧМ [158]
показано, что в результате дополнительного введения молибден
в сплав типа 36НХТЮ повышаются его прочностные свойства при
нормальной температуре и при нагреве. На основании этих работ
созданы сплавы 36НХТЮМ5 (ЭП51) и 36НХТЮМ8 (ЭП52) (см.
табл. 30) с содержанием в среднем 5 и 8 % Мо соответственно.
3Q3
Структура сплавов с 5 и 8 %. Мо в равновесном состоянии
после медленного охлаждения от высоких температур состоит из
матричной фазы — у-твердого раствора, у'-фазы и фазы Лавеса
с гексагональной кристаллической решеткой типа Mg2Zn, име-
ющей, по данным А. В. Смирновой, состав (Fe, Ni, Cr)2(Mo, Ti).
В отличие от сплава ЗбНХТЮ в сплавах, легированных молибде-
ном, грфаза (Ni3Ti) не обнаруживается, что, возможно, связано
с тем, что молибден: входящий в состав у'-фазы [(Ni, Fe)3(Ti,
Al, Мо)], тормозит ее перестройку в т]-фазу.
При нагреве до температур закалки происходит постепенное
растворение, избыточных фаз. При этом у'-фаза растворяется
с большей скоростью и при более низких температурах, чем фаза
типа (Fe, Ni, Cr)2(Mo, Ti). После закалки с 980 °C в структуре
сплавов сохраняется небольшое количество избыточных фаз.
В сплаве с 5 % Мо фаза Лавеса располагается по границам зерен,
а в сплаве с 8 % Мо — также и в объеме зерен. При нагреве до
1100 °C фаза у' полностью отсутствует, а фаза Лавеса сохраняется
в виде отдельных включений. После закалки с 1200 °C фаза, бога-
тая молибденом, отсутствует и структура сплавов представляет
собой однородный у-твердый раствор. Исследование А. Г. Карпо-
вым процесса нагрева сплава 36НХТЮМ8 показало, что величина
зерна у-твердого раствора этого сплава после любой степени
предшествующей деформации и нагрева до 1000—1100 °C значи-
тельно меньше, чем в сплаве без молибдена. Как предполагает
А. Г. Карпов, в сплаве с молибденом возникает больше центров
рекристаллизации, рост которых замедляется из-за того, что в при-
сутствии молибдена снижается поверхностная энергия. Кроме
того, частицы избыточной фазы, сохраняющиеся нерастворенными
при высоких температурах, оказывают барьерное действие, пре-
пятствуя росту зерен.
Возможно, что последний фактор имеет важнейшее значение,
поскольку после полного растворения фазы (Fe, Ni, Cr)2(Ti, Мо)
рост зерна резко ускоряется.
Основные закономерности термической обработки сплавов с 5
и 8 % Мо в основном те же, что и сплава ЗбНХТЮ. В частности,
чем ниже температура закалки, тем больше концентрационная
и структурная неоднородность у-твердого раствора. Наибольшее
упрочнение сплава 36НХТЮМ5 достигается после закалки
с 980 °C, а сплава 36НХТЮМ8 — с 1000 °C в воде. Однако для
повышения пластичности, необходимой для выполнения операций
штамповки упругих элементов, температуру закалки указанных
сплавов повышают до 1050—1100 °C. После закалки прочность
сплавов, содержащих молибден, выше, чем сплавов без молиб-
дена, что объясняется более мелким зерном и присутствием не-
которого количества избыточной фазы, богатой молибденом.
Характерная особенность структурных превращений, происходя-
щих при старении, — выделение основной упрочняющей фазы у'
преимущественно по непрерывному механизму. Только в сплаве
3Q4
<' 5 % Мо наблюдаются очень узкие зоны прерывистого распада.
Указанное влияние молибдена можно объяснить тем, что он
связывает вакансии, в результате их сток к границам сильно
замедляется, и поэтому соответственно снижается скорость диф-
фузии в приграничных зонах. Являясь адсорбционно-активным,
молибден в основном концентрируется у границ зерен. Поэтому
миграция границ, определяющая развитие прерывистого меха-
низма распада, оказывается практически заторможенной. В спла-
вах, содержащих молибден, резко замедляется рост частиц у'-фазы,
когерентно связанных с матричной фазой при старении, который
требует достаточной подвижности вакансий.
При старении сплавов с 5 или 8 % Мо кроме у'-фазы выде-
ляется богатая молибденом фаза Лавеса. На основании данных
теплового травления, А. В. Смирнова полагает, что состав избы-
точной фазы Лавеса, сохраняющейся после закалки и выделя-
ющейся при старении, различны. Однако ее количество значи-
тельно меньше, чем фазы у'. Кроме того, фаза типа (Fe, Ni, Cr)2(Mo,
Ti) некогерентна и ее частицы при равных температурах старения
приблизительно на два порядка больше, чем частицы у'-фазы.
Поэтому следует согласиться с А. В. Смирновой, утверждающей,
что основное упрочнение сплавов, содержащих молибден, объяс-
няется выделением у'-фазы, скорость коагуляции которой в этих
« плавах значительно меньше, чем в сплаве без молибдена. Не-
сомненно, что высокому упрочнению способствует и равномерность
распада у-твердого раствора, происходящего во всем объеме кри-
сталлитов по единому непрерывному механизму распада.
сго,оо2 сплава 36НХТЮМ5 после закалки с 980 °C и старения
при 750 °C, 4 ч составляет 830—930 МПа, а сплава 36НХТЮМ8
после закалки с 1000 °C и того же старения 930—980 МПа, что
заметно выше, чем у сплава ЗбНХТЮ. В случае более высоко-
температурной закалки (1050—1080 °C), необходимой для по-
вышения пластичности сплава 36НХТЮМ8, предел упругости
после того же старения ниже: 830 МПа. Для повышения предела
упругости сплава 36НХТЮМ8, как и сплава без молибдена,
целесообразно применить двухступенчатое старение: при 750 °C,
I ч и при 680 °C, 4 ч. В этом случае предел упругости повышается
примерно на 50 МПа.
Свойства тонких лент из сплава 36НХТЮМ8, как и из сплава
ЗбНХТЮ, можно существенно улучшить, используя после терми-
ческой обработки электрохимическое полирование (А. М. Рябы-
шев). После снятия поверхностного слоя толщиной 10—15 мкм,
который по данным микрорентгеноспектрального анализа обеднен
молибденом и титаном (содержание молибдена в поверхностном
с лое 3,5 %, а на глубине 5 мкм 4,3 %; содержание титана в этом
случае 2,7 и 3,2 % соответственно), ог01005 сплава после термической
обработки (закалка с 1050 °C, старение при 750 °C, 4 ч) или термо-
пеханической обработки (закалка, холодная пластическая де-
формация с обжатием 15 %, старение) увеличился на 100 и 60 МПа
3Q5
соответственно. Особенно сильно повысилась релаксационная
стойкость в условиях статического и циклического нагружений
(см. рис. 150). Так, в случае испытаний сплава 36НХТЮМ8 в ста-
тических условиях при сг0 = 705-ь725 МПа снижение напряжений
за 1000 ч при 20 °C после закалки и старения составляет 3 %,
а после электрополирования 1,3 %. При температуре испытания
350 °C релаксация напряжений (о^ = 588 -4-608 МПа) после за-
калки и старения равна 6,4 % за 1000 ч, а после дополнительного
электрополирования — в два раза меньше (3,2 %). Остаточная
Рис. 159. Релаксация напряжения в сплавах
ЗбНХТЮ (/, 2), 36НХТЮМ5 (1—5, 11) и
36НХТЮМ8 (6—10) при 400 °C и а0 = 600 МПа.
Термическая обработка:
Кривая
Темпера-
тура
закалки,
°C
Тем-
пера-
тура
старе-
ния,
°C
Время
старе-
ния,
ч
Сплав 36НХТЮМ5
960
1050
1050
1050
1050
750
750
750
700
700
Сплав ЗбНХТЮ М8
2
2
2
8
8
6 1150 700 8
7 1150 750 2
8 1050 750 2
9 1050 700 2
10 950 700 8
Сплав ЗбНХТЮМ5
И 1 950 | 700 | Сплав ЗбНХТЮ 8
12 1 950 700 2
деформация, накапливаемая при циклическом нагружении элек-
трополированных образцов, в 2—3 раза меньше, чем без этой
обработки. Кроме того, после электрополирования заметно по-
вышается живучесть сплава 36НХТЮМ8. Так, если в условиях
симметричного цикла нагружения при а0 = 590 МПа сплав без
электрополирования поверхности разрушается через 1,7* 105 цик-
лов (симметричный цикл), то после электрополирования число
циклов до разрушения возрастает до 2,4-105, т. е. увеличивается
более чем на 30 %.
Таким образом, электрополирование сплавов 36НХТЮМ5
и 36НХТЮМ8, как и сплава ЗбНХТЮ, является необходимой
поверхностной обработкой сплава.
Если сравнить деформацию ползучести при 20 и 150 °C для
сплавов ЗбНХТЮ и 36НХТЮМ8 после оптимальной термической
обработки, то при равных напряжениях преимущество на стороне
сплава с молибденом, особенно при 150 °C (см. рис. 155).
В тех случаях, когда требуется высокая стабильность упругих
чувствительных элементов, целесообразно более длительное ста-
рение при 750 °C — в течение 5 ч, уменьшающее деформацию
306
Рис. 160 Изменение свойств сплава
36НХТЮМ8 в зависимости от температуры
динамического старения и уровня действу-
ющих напряжений (0,7-ь 1,0) <J0 2 [194]
ползучести при Статическом нагружении, а также циклическую
релаксацию.
Присутствие молибдена в сплавах на железоникельхромовой
основе повышает предел упругости и сопротивление ползучести
не только при 20 °C, но и при нагреве.
При кратковременном нагружении (25 с) сплавы ЗбНХТЮ
и 36НХТЮМ8 имеют почти одинаковую температурную зависи-
мость предела упругости (см. рис. 158), но у первого сплава он
снижается выше 200 °C, а у второго — после нагрева выше 350 °C.
На более высокую теплостойкость сплавов, дополнительно леги-
рованных молибденом, указыва-
ют и результаты релаксационных
испытаний (рис. 159). Наиболь-
шей релаксационной стойкостью
обладает сплав 36НХТЮМ8,
меньшей 36НХТЮМ5 и наибо-
лее низкой ЗбНХТЮ. Самая
высокая релаксационная стой-
кость у сплава 36НХТЮМ8 до-
стигается после закалки с
1150 °C и старения при 750 °C,
2 ч, у сплава с 5 % Мо — после
закалки с 1050—1150 °C и ста-
рения при 750 °C, 2 ч или при
700 °C, 8 ч, а у сплава без мо-
либдена — после закалки с 950
или 1100 °C и старения при
700 °C, 2 ч.
Как указано в [189], сплав
36НХТЮМ8 также характери-
зуется в отличие от ЗбНХТЮ практически независящими от тем-
пературы испытания (от 20 до —196 °C) пределом упругости, упру-
гим гистерезисом 1 и ударной вязкостью (см. рис. 158). Из всех
этих данных следует, что сплав 36НХТЮМ8 может быть исполь-
зован для изготовления упругих элементов, работающих в широ-
ком интервале температур: от —196 до 400 °C.
Свойства сплава 36НХТЮМ8 могут быть существенно улуч-
шены после динамического старения [194], которое в стареющих
сплавах создает [29, 31, 1951 более совершенную макрорешетку
как результат взаимодействия между полями напряжений вокруг
выделившихся частиц избыточных фаз и полем напряжений от
приложения внешней нагрузки.
Динамическое старение сплава 36НХТЮМ8 проводили как
дополнительный процесс после основного цикла термической
обработки (закалки с 1050 °C и старения при 750 °C, 4 ч), обеспе-
1 Нет данных об изменении магнитной проницаемости при низких темпе-
ратурах.
307 -
чйвшёго ав = 1400 МПа> сг0,2 = 1100 МПа, (т0>0()5 = 880 МПа
и 6 = 6-ь8 %. Динамическое старение при 350—600 °C и о0 =
= (0,7 -г-1) сг0,2 привело главным образом к значительному увели-
чению предела упругости; рост предела текучести был суще-
ственно меньше (рис. 160). Максимум этих свойств достигается
при 450 °C и напряжении, равном пределу текучести в исходном
состоянии. Существенно, что дополнительное старение при этой
температуре не приводит к заметному росту указанных свойств,
а также к изменению твердости и удельного электросопроти-
вления.
Рост пределов упругости и текучести при динамическом ста-
рении не может быть объяснен деформационным упрочнением.
Так, после пластической деформации 0,05 % (относительное удли-
нение), отвечающей достигаемой во время динамического старения,
предел упругости возрастает на относительно небольшую вели-
чину от 880 до 950 МПа, тогда как после динамического старения
он оказывается выше —более 1000 МПа. Интересно, что рост
<^о>оо5 в результате динамического старения при 450 °C оказы-
вается заметным уже после нагружения до уровня напряжения
~0,7<у0,2 (800 МПа), когда остаточная деформация менее 5-10-3 %,
и далее постепенно увеличивается до 1260 МПа при напряжении
1,О5ао,2. Однако с ростом действующих напряжений растет и по-
лучаемая при этом деформация ползучести, что ограничивает
возможность практического использования высоких напряжений
в процессе динамического старения. Упрочнение при динамиче-
ском старении связано, кроме изменения распределения частиц
избыточных фаз, с перераспределением дислокаций с образова-
нием более устойчивых их конфигураций, а также с возникнове-
нием сегрегаций в районе дефектов строения, о чем свидетель-
ствует рост удельного электросопротивления. При повышенных
температурах динамического старения (~600 °C) эффект роста
предела упругости резко снижается, возможно, из-за рассасыва-
ния этих сегрегаций, но при этом увеличивается пластичность.
Важно, что после динамического старения расширяется линей-
ная область пропорциональности на диаграмме напряжение —
деформация, т. е. область макроупругой деформации за счет роста
предела упругости, что очень важно для упругих элементов. Не
менее существенным для такого теплостойкого сплава, как
36НХТЮМ8, является тот факт, что упрочняющий эффект от
динамического старения сохраняется и после дальнейшего нагрева
до 550 °C и выдержке 4 ч. Это свидетельствует о повышенной тер-
мической стабильности структурного состояния, полученного в ре_-
зультате динамического старения.
Еще большее повышение теплостойкости сплава типа 36НХТЮ
может быть достигнуто в результате его легирования молибденом
и вольфрамом совместно [195, 196] вместо использования одного
молибдена, как, например, в сплаве 36НХЮМ8. Как показано
в работах Ф. Ф. Химушина, М. В. Приданцева и Г. В. Эстулина,
308
эффект повышения жаропрочности при^совместном введении воль-
фрама и молибдена больше, чем одного молибдена в равной атом-
ной концентрации. Вольфрам вводили в сплав типа 36НХТЮ
в количестве 3 %, а молибден 5 %, так что суммарная атомная
концентрация этих элементов отвечала 6,5 % молибдена (по дан-
ным А. В. Смирновой, в структуре сплава с 6,5 % Мо после за-
калки не остается избыточных частиц фазы Лавеса типа Fe2Mo,
которая снижает пластичность, не повышая прочности). Кроме
вольфрама в сплаве содержится —0,01 % (по шихте) бора, который
замедляет развитие зернограничных процессов в условиях де-
формации при повышенных температурах.
По данным [196, 197], сплав типа Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР после
закалки с 1050 °C и старения при 750 °C, 4 ч имеет ов = 1450 МПа,
су0,2 = 1200 МПа, ог0,002 = 1000 МПа, HV 480, 6 = 17 % и ф =
-= 32 %. Сопоставление свойств этого сплава со свойствами сплава
36НХТЮМ8 показывает, что, не уступая ему по прочности, он
превосходит его по пластичности, что связано с отсутствием
в структуре крупных избыточных включений фазы Лавеса. Как
указано в цитируемых выше работах, сплав Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР
также отличается и более высокой релаксационной стойкостью
при 20 °C. Сплав типа Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР обладает высокой тер-
мической стабильностью структуры, полученной после закалки
и последующего старения, в процессе которого выделяются пре-
имущественно частицы у'-фазы и в меньшей степени —фазы Ла-
веса [196]. После выдержки при 730 °C в течение 100 ч авторы не
отметили заметной коагуляции частиц избыточных фаз.
Это и определяет повышенную теплостойкость сплава типа
Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР, выявленную при кратковременных и дли-
тельных испытаниях с определением релаксационной стойкости.
Так, при нагреве сплава 36НХТЮМ8 до 500 °C сг0э002 снизился
с 1000 до 800 МПа, а сплава Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР — с 1000
до 900—850 МПа. При этой температуре временное со-
противление разрыву сплава 36НХТЮМ8 равно 1100 МПа,
а Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР 1300 МПа, о0,2 = 1100 МПа и 6 = 15 %.
В условиях релаксации снижение напряжений сплава 36НХТЮМ8
при Oq = 600 МПа и температуре 500 °C за 100 ч составило
— 14,2 %, а сплава Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР —немного менее 4 %.
Важно, что этот сплав можно использовать и для упругих
элементов, работающих не только при повышенных, но и при
жидководородных температурах.
При охлаждении до —253 °C его прочность сильно возрастает:
от 1450 МПа (при 20 °C) до 2000 МПа (при —253 °C), при этом
ударная вязкость сохраняется неизменной. В то же время при
понижении температуры относительное удлинение даже возра-
стает, что авторы [196, 197] объясняют изменением кристалло-
графического механизма скольжения при сохранении аустенитной
структуры матричной фазы. Об этом отчасти свидетельствует тот
факт, что при низких температурах релаксация напряжений
309
•уменьшается. Так, при —70 °C исходное напряжение, райное
600 МПа, снижается за 100 ч на 0,9, а при —196 °C —на 0,8 %.
Таким образом, сплав типа Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР обладает цен-
ным комплексом свойств, представляющим технический интерес
в качестве пружинного материала достаточно универсального
применения.
Теплоустойчивость сплава типа ЗбНХТЮ можно повысить
введением вместо молибдена вольфрама и, кроме того, небольших
количеств бора.
Сплав 0ХН35ВТЮ (ЭИ787) *, по данным М. В. Приданцева^
Э. И. Беликовой и Е. Г. Назарова, после закалки с 1080—1120 °C
представляет собой у-твердый раствор. После низкотемператур-
ного старения происходит внутрифазовый распад твердого рас-
твора, завершающийся образованием когерентно связанной с ма-
трицей фазы типа у' [(Ni, Fe)3(Ti, А1) ], что приводит к значи-
тельному упрочнению. Для достижения максимального упрочне-
ния рекомендуется старение при 750—800 °C, 16 ч, во время кото-
рого выделяется до И % фазы у', при этом сплав приобретает
чувствительность к надрезу. Для обеспечения высокой жаропроч-
ности и нечувствительности к надрезу рекомендуется двойная
закалка с 1150—1180 °C, а затем с 1050 °C с охлаждением на воз-
духе. После старения при 750—840 °C, а лучше двухступенчатого:
при 830 °C, 10 ч и при 700—750 °C, 16 ч, достигается оптимальное
сочетание свойств.
Этот же режим рекомендуется и после одной низкотемператур-
ной закалки: закалка с 1150 °C, деформация с обжатием 30 %
и старение при 700—750 °C, 5 ч обеспечивает временное сопроти-
вление разрыву, более 1200 МПа.
Может быть предложен следующий режим термической обра-
ботки: закалка с 1050 °C на воздухе, старение при 750 °C, 16 ч.
При этом ав = 1470-Г-1570 МПа.
После низкотемпературной термомеханической обработки уро-
вень прочности сплавов 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8 больше, чем
сплава ЗбНХТЮ, поскольку старение, происходящее в сплавах,
содержащих молибден, по непрерывному механизму, в отличие
от прерывистого, как в сплаве ЗбНХТЮ, не устраняет субструк-
турных изменений в связи с повышенной плотностью дислокаций,
созданных в процессе предшествующей холодной пластической
деформации. В присутствии молибдена под действием холодной
пластической деформации резко возрастает упрочнение у-твердого
раствора на железоникельхромовой основе. Особенно значительно
увеличивается предел упругости и относительно более заметно,
снижается удельное электросопротивление — показатель измене-
ния распределения атомов в твердом растворе.
* Состав стали 0ХН35ВТЮ(ЭИ787) по ЧТМУ НИИМЕТИЗ 94—62 :<
С 0,08 %С; 33,0—37,0 % Ni; 13,0—16,0% Сг; 2,4—3,2 % Ti; 2,0—4,0 % W;
0,7—1,7 % Al; 0,015 % В (по расчету).
310
ТАБЛИЦА 34. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ПОВТОРНОЙ ЗАКАЛКИ
И ВЫДЕРЖКИ ПРИ ЗАКАЛКЕ т НА (Т0>002 И б
ДЕФОРМИРОВАННОГО СПЛАВА 36НХТЮМ8
о Закалка с 1000 °C За- калка 1050°С; Закалка с 1080 °C о Закалка с 1000 °C За- калка 1050°С; Закалка с 1080 °C
а0,002’ МПа х® 0s- <о Л §-с оз о ъ а0,002* МПа 6. % -С to % «О* °0,002» МПа °0,002» МПа «О
Степень деформации 10% Степень деформации 25%
0 427 5,2 475 475 5,2 0 585 — 588 587 —
3 637 22,5 600 585 26,6 3 863 — 694 686 —
5 617 26 571 502 26,6 5 656 — — 597 —
10 656 28 539 480 29,4 10 549 — 548 539 —
40 451 30 439 427 33,0 40 539 — 529 529 —
120 — 23 — — 33,4
Степень деформации 50%
Степень деформации 15%
0 815 3,2 815 815 3,2
0 451 — 451 451 — 3 921 21,1 908 891 26
3 754 — 518 512 — 5 833 24,7 792 785 26,6
5 578 — 509 499 — 10 833 — 787 744 29,5
10 519 — 508 475 — 40 823 28,5 746 739 32,4
40 499 — 471 464 — 120 — 29 — — 33
При старении скорость начальных стадий распада деформиро-
ванного сплава такая же, как и недеформированного, поскольку
концентрация закалочных вакансий оказывается даже меньше
из-за их частичного выметания движущимися дислокациями,
которые оказывают свое влияние на стадии зарождения у'-фазы.
Напротив, скорость стадии выделения избыточных фаз возрастает,
поскольку здесь главное значение имеет плотность и распределе-
ние дислокаций, так как области расположения растянутых
дислокаций и дефектов упаковки облегчает возникновение заро-
дышей новых фаз. В процессе старения может происходить и пере-
распределение дислокаций. Если это перераспределение произой-
дет по типу полигонизации, то частицы избыточной фазы будут
выделяться преимущественно по полигонизованным сеткам дисло-
каций и их распределение будет равномерным. В результате ча-
стицы избыточных фаз стабилизируют субструктуру сплава. Это
и приводит к более сильному упрочнению, чем у недеформирован-
иых сплавов.
Предел упругости деформированного сплава, легированного
молибденом, может быть дополнительно повышен в результате
повторной закалки, которая, кроме того, увеличивает пластич-
ность сплава 36НХТЮМ8, сильно снизившуюся в результате хо-
лодной деформации (табл. 34). Получение такого сочетания
ЭН
ТАБЛИЦА 35. СВОЙСТВА СПЛАВОВ ЗбНХТЮ, 36НХТЮМ
И 36НХТЮ8 ПОСЛЕ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ ([158] И ДАННЫЕ АВТОРА)
Марка сплава Режим обработки QB’ МПа G0,2» МПа а0,005’ МПа 6, % НВ
ЗбНХТЮ Закалка 950 °C, вода, об- жатие 50%, отпуск 700 °C, 2 ч 1372— 1617 1274— 1421 Н07*1’ 8—12 330- 350
36НХТЮМ5 Закалка 980 °C, вода, об- жатие 50%, отпуск 750 °C, 4 ч 1372— 1715 1274— 1568 — 5—10 400— 420
36НХТЮМ8 Закалка 1000 °C, вода, об- жатие 50%, отпуск 750 °C, 4 ч 1372— 1862 1274— 1568 1274*2) 5—10 420— 450
**) После старения при 700 °C, 30 мин.
*3) После старения при 750 °C, 15 мин.
свойств — высокого сопротивления малым пластическим деформа-
циям при повышенной пластичности — типично для состояния
сплава, достигаемого в результате двойной термомеханической
обработки, и обусловлено созданием специфической субструктуры
при уменьшении общей плотности дислокаций по сравнению
с исходным деформированным состоянием.
Свойства, получаемые в результате НТМО и последующего
старения, представлены в табл. 35. Еще более высокий уровень
временного сопротивления (ав = 2500 МПа) в результате НТМО
достигается на микролентах из сплава 36НХТЮМ8, на которых
можно получить очень высокие степени обжатия.
Двойная термомеханическая обработка сплава 36НХТЮМ8
обеспечивает после старения (рис. 161) получение наряду с высо-
ким сопротивлением малым и большим пластическим деформа-
циям (предел упругости и твердость) также повышенную (до окон-
чательного старения) технологическую пластичность. Оптималь-
ный режим двойной термомеханической обработки сплава
36НХТЮМ: закалка с 1000—1080 °C, пластическая деформация
с обжатием 50 %, повторная закалка с 1000 °C с выдержкой при
температуре нагрева 3 с *, формовка упругих элементов и оконча-
тельное старение при 750 °C, 15 мин. После такой обработки
00,002 достигает 1275 МПа при твердости HV 550. При этом абсо-
лютные величины предела упругости после обычной и двойной
термомеханической обработки могут быть весьма близкими между
собой, особенно после наиболее кратковременной повторной за-
* Повышение температуры повторной закалки до 1080 °C несколько повы-
шает пластичность сплава и не изменяет уровня свойств при последующем ста-
рении. Релаксационная стойкость сплава 36НХТЮМ8 после двойной термоме-
ханической обработки с повторной закалкой при 1000 °C оказалась несколько
выше, чем после повторной закалки при 1080 °C.
312
калкй, и достигаются они за равное Времй выдержки при старее
пии, которое намного меньше (15 мин), чем для недеформирован-
ного сплава (3—4 ч).
После НТМО улучшаются и прочностные свойства сплава
типа ЗбНХТЮ, совместно легированного молибденом и вольфрам
Рис. 161. Влияние продолжительности старения при 700 °C на
свойства сплава 36НХТЮМ8, предварительно подвергнутого
холодной пластической деформации с обжатием 50 % и повтор-
ной закалке с 1000 °C
мом, а Также небольшим количеством бора [106, 197]. Так, после
закалки с 1050 °C, холодной пластической деформации с обжа*
шем 80 % и старения при 700 °C, 3 ч сг01002 достигает 1280 МПа,
а твердость'HV 580, что заметно выше, чем после закалки и ста*
рения. Однако после НТМО (обжатие 20 %) сплава снижение
напряжений в условиях релаксационных испытаний при <т0 =
600 МПа и 500 °C оказывается заметно больше (11,8 %), чем
после закалки и старения (4 %) из-за большей метастабильности
• груктуры. Однако при 20 °C и <т0 = 800 МПа снижение напря-
/ьепий за 100 ч составило 1,2 %, а при —196 °C 0,8 %.
313.
По данным М. В. Приданцева, 9. И. Беликовой и Ё. Г. Наза-
рова, эффективным оказалось применение низкотемпературной
термомеханической обработки и для другого сплава —
ХН35ВТЮ (ЭИ787). Оптимальный режим термомеханической
обработки сплава ЭИ787: закалка с 1150 °C, деформация с обжа-
тием 30 % и старение при 700—750 °C в течение 5 ч. После этой
обработки временное сопротивление разрыву сплава больше
1200 МПа. Пружины из него могут работать до 500 °C. При более
высоких температурах службы (600—650 °C) пружины проявляют
склонность к замедленному разрушению.
Коррозионностойкий аустенитный сплав ХН40МДТЮ (ЭП543)
(см. табл. 30) после закалки с 1050—1100 °C, охлаждения в воде
или на воздухе и старения при 750 °C, 10 ч имеет сгв = 1150 МПа,
<у0,2 = 630 МПа, (Ц = 340 МПа, 6 = 33 %, ф = 36 %, НВ 317
[199 ]. Прочность этого сплава может быть существенно повышена
в результате высокотемпературной термомеханической обработки
(деформация прокаткой с окончанием ее при 900—925 °C) и после
НТМО. Старение при 650 °C после ВТМО (обжатие 25 %) обеспе-
чивает ов = 1310 МПа, (J0,2 = 930 МПа и = 600 МПа. В слу-
чае НТМО (деформация растяжением на 10 %) и старения при
650 °C временное сопротивление достигает 1400 МПа, а предел
текучести ~1100 МПа, но при сниженной пластичности. Упроч-
нение сплава при старении связано с выделением у'-фазы типа
Ni3(Ti, Al). Сплав обладает высокой коррозионной стойкостью
в средах повышенной агрессивности: серной, фосфорной и других
кислот, а также для сред, содержащих хлор-ионы [199].
Сплав ХН40МДТЮ был опробован для изготовления мембран
манометров абсолютного давления купоросных установок, работа-
ющих в 20 %-ном растворе серной кислоты с добавкой 15 %
железного купороса [200]. Для изготовления мембран из сплава
ХН40МДТЮ (ЭП543) температура закалки заготовок, обеспечи-
вающая хорошую штампуемость в холодном состоянии, равна
950—1050 °C (выдержка 3—4 мин). Старение при 750 °C, 6 ч
(после закалки) обеспечивает для ленты толщиной 0,16 мм ов =
= 8104-870 МПа, о0,2 = 800 МПа, 6 = 3,24-5,8%, НВ 380.
Испытания мембранных коробок в указанной выше рабочей среде
при 40 °C и циклическом нагружении в течение 127 ч показали, что
их характеристики при этом не изменились. Такие же результаты
были получены и после длительных испытаний (2000 ч). Эти испы-
тания свидетельствует о достаточно хорошей прочности сплава
и его коррозионной стойкости. Скорость коррозии в рабочей среде
за 100 ч при 40 °C составила 0,001—0,002 г/(м2-ч).
Высокопрочные коррозионностойкие аустенитные пружинные
дисперсионно-твердеющие сплавы на основе системы Fe — Ni — Сг.
Выше были рассмотрены аустенитные дисперсионно-твердеющие
сплавы типа 13-36, дополнительно легированные, которые хотя
и обладают повышенной прочностью, но при этом характери-
зуются для ряда назначений недостаточной коррозионной стой-
314 i
ТАБЛИЦА 36. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, %, СПЛАВОВ1)
Тип сплава С Сг Ni Мо Ti Al в
03Х17Н25МБР 0,015 17,2 25,6 1,6 0,002
03Х17Н25Т2БР 0,015 15,6 26,3 1,6 2,1 —, 0,002
03Х17Н25МТЗЮБР 0,015 16,5 . 26,0 1,6 2,5 0,7 0,002
03Х17Н32М5БР 0,010 16,8 33,2 5,1 — — 0,002
03Х17Н32М5Т2БР 0,020 16,3 33,2 5,1 2,3 — 0,002
03Х17Н32М5Т2ЮБР 0,020 16,8 33,2 5,1 2,6 0,5 0,002
ОЗХ17Н4ОТЗЮ 0,020 17,2 40,1 — 3,0 0,8
ОЗХ17Н4ОТЗЮР 0,015 17,2 40,3 — 3,0 0,7 0,002
ОЗХ17Н4ОТЗЮБР 0,015 17,1 40,3 — 3,0 0,7 0,002
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮ 0,015 17,0 40,2 5,1 3,0 0,7 —
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮР 0,015 17,0 40,5 5,1 3,1 0,9 —
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБ 0,015 17,0 40,6 5,1 3,0 0,8 0,002
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР 0,015 17,0 40,2 5,1 3,0 0,7 0,002
ОЗХ2ОН4ОМ5ТЗЮБР 0,020 20,9 40,2 5,2 3,3 1,3 0,002
х) Содержание бора указано по расчету; в сплавы вводили также ~1% Nb.
костью. В то же время и в пределах того же структурного класса
имеются дополнительные возможности не только для существен-
ного улучшения коррозионной стойкости, но и для повышения
упрочнения. Реализация этих возможностей основана на выборе
более эффективного легирования аустенитных сплавов. С этой
целью были изучены сплавы с основой типа 17-25, 17-32, 17-40
и 20-40, отличающиеся в первую очередь более высоким содержа-
нием хрома [201—204]. Эти сплавы с устойчивой аустенитной
структурой дополнительно легированы титаном, алюминием, мо-
либденом, ниобием (около 1 %) и бором (табл. 36).
Для всех сплавов гомогенная аустенитная структура,
правда с небольшим количеством (^0,17 %) нерастворимых ча-
стиц карбидов и карбонитридов титана и ниобия, получается
после закалки с 1100 °C. На рис. 162 приведен типичный пример
влияния закалки на свойства сплавов.
При нагреве до 1100 °C степень насыщения у-твердого рас-
твора, судя по величине периода решетки, оказывается наиболь-
шей, а величина зерна еще заметно не растет. С увеличением кон-
центрации титана и алюминия, а также при введении молибдена
и бора величина зерна уменьшается. Дополнительное легирование
сплавов, например типа 17-40, указанными компонентами относи-
тельно мало влияет на их свойства после закалки. В этом случае
введение титана и алюминия незначительно снижает пластичность;
после старения это снижение весьма значительно. Легирование
молибденом повышает уровень прочности и несколько снижает
пластичность. У сплава типа ОЗХ17Н4ОТЗЮ ав = 700 МПа,
ао,2 = 300 МПа, 6 = 55 %, ф = 70 %, а у сплава типа
315
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮ ав = 720 МПа, а0,2 = 320 МПа, 6 = 45%,
= 70 %. Введение в сплав последнего состава ~1 % ниобия
и бора практически не изменяет приведенных выше значений меха-
Рис.!162. Влияние температуры закалки на свойства сплава ОЗХ 17Н40М5ТЗЮБР (группа
17-40) [201]
Рис. 163. Влияние суммарных количеств титана и алюминия на механические свойства
аустенитных сплавов разной легированности. Исходное состояние: закалка с 1100 °C,
старение при 750 °C, 15 ч:
/ - 03Х17Н25МБР; II - ОЗХ 17Н25МТ2БР (Ti + Al = 2,14); III —
03Х17Н25МТ2ЮБР (Ti + Al = 3,2); IV — ОЗХ 17Н32М5БР; V — 03Х17Н32М5Т2БР
(Ti + Al = 2,38); VI — 03Х17Н32М5Т2ЮБР (Ti + Al = 3,12); VII —
03Х17Н32М5ТЗЮБР (Ti + Al = 3,38) VIII — ОЗХ 17Н40М5БР; IX —
03Х17Н40М5Т2БР (Ti + Al = 2,0); X - ОЗХ 17Н40М5Т2ЮБР (Ti + Al = 2,5); XI -
03Х17Н40М5ТЗЮБР (Ti + Al = 2,79); XII - ОЗХ 17Н40М5ТЗЮБР (Ti + Al = 3,51);
XIII — ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР (Ti + Al = 3,71); XIV - ОЗХ 17Н40М5ТЗЮБР (Ti +
+ Al = 3,91)
нических свойств. Повышение концентрации никеля при постоян-
ном содержании хрома (17 %), а также титана и алюминия увели-
чивает пластичность (относительное удлинение при 25 % Ni
равно 40 %, а при 40 % Ni 55 %) и временное сопротивление
316
ТАБЛИЦА 37. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ ТИПА 17 40
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ с 1100 °C И СТАРЕНИЯ ПРИ 750 °C
В ТЕЧЕНИЕ 3 — 15 Ч (т)
Тип сплава т, ч МПа а0,2> _МПа °0,002’ МПа 6, % HV (Да/а0)« юо%*
20 °C 350 °C
ОЗХ17Н40ТЗЮ 3 1140 860 600 16 400 8,3 11,8
ОЗХ17Н40ТЗЮР 5 1160 880 760 16 410 5,8 8,4
ОЗХ17Н40ТЗЮБР 15 1180 960 760 16 415 6,0 7,2
ОЗХ17Н40М5ТЗЮ 15 1280 960 780 16 410 4,0 5,8
ОЗХ17Н40М5ТЗЮБ 15 1310 1070 860 14 475 3,0 5,3
ОЗХ17Н40М5ТЗЮР 15 1280 1090 840 15 455 3,2 5,5
ОЗХ17Н40М5ТЗЮБР 15 1300 1060 900 14 480 2,0 3,3
ОЗХ2ОН4М5ТЗЮБР 15 1300 1170 800 20 — — —
*) Релаксационная стойкость (Дсг/(Уо) 100%; при 20 °C ^0 = 0'0,002’ ПРИ 350 °C
= 600 МПа.
разрыву от 500 (при 25 % Ni) до 720 МПа (при 40 % Ni). При
увеличении концентрации хрома с 17 до 20 % необходимо повы-
шать температуру закалки до 1150—1200 °C, так как при более
низких температурах в структуре стали присутствует сг-фаза,
резко снижающая пластичность и вызывающая хрупкость.
В процессе старения эффект упрочнения проявляется лишь
в сталях, содержащих титан и алюминий, как образующих у'-фазу,
и при этом тем в большей степени, чем выше суммарная концен-
трация этих элементов при отношении Ti : Al = 3,54-4
(рис. 163).
Влияние бора проявляется лишь в увеличении предела упру-
1ости и повышении релаксационной стойкости (табл. 37). При
одновременном его присутствии с ниобием несколько повышается
п предел текучести. При введении молибдена в сплавы, содержа-
нте титан и алюминий, возрастают все прочностные свойства
и релаксационная стойкость. Особенно существенно повышается
прочность в результате комплексного легирования сплава молиб-
irnoM, бором и ниобием (табл. 37).
В отсутствие этих элементов относительный прирост проч-
ностных свойств сплавов при старении (например, сплава
О.ЗХ17Н40ТЗЮ) оказывается наибольшим, что связано с увели-
ченным количеством выделяющейся у'-фазы (26 %). В сплавах,
/нчированных молибденом, количество у'-фазы, выделяющейся
при старении, составляет только 15 %, что связано с замедлен-
ностью диффузионных процессов. Однако абсолютный уровень
упрочнения выше. Это связано с более высокой дисперсностью
частиц у'-фазы и их однородным распределением в матричной
фазе, имеющей также более мелкое зерно. Кроме того, определен-
ное влияние имеет и лучшее состояние границ зерен из-за изве-
317
стного адсорбционного влияния бора и молибдена, а также умень-
шение плотности распределения карбидных выделений по грани-
цам зерен в присутствии ниобия.
Рост содержания никеля в сплавах, т. е. переход от основы
типа 17-25 к 17-40 (при постоянной концентрации титана и алю-
миния) мало сказывается на пластичности, но достаточно сильно
увеличивает временное сопротивление разрыву и предел текучести
после старения. Последнее, возможно, связано с изменением
состава, а также с увеличением количества у'-фазы.
Рис. 164. Изменение свойств сплава ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР от
продолжительности старения при 750 °C. Исходное состояние:
закалка с 1100 °C, охлаждение в воде [201]
Несомненный интерес представляют особенности процессов
структурных изменений в процессе старения сплавов, легирован-
ных титаном и алюминием, носящих в общем весьма сходный
характер независимо от присутствия других легирующих элемен-
тов. При температуре старения 500—600 °C концентрация матрич-
ного у-твердого раствора, как это можно судить по величине его
периода решетки, практически не изменяется, и поэтому наблюда-
ющееся довольно заметное изменение физико-механических
свойств связано с процессами перераспределения атомов легиру-
ющих элементов, не приводящих еще к выделению частиц избы-
точных фаз. При температуре старения 600 °C эти процессы при-
водят к росту микронапряжений [(Дя/а)-100 = 2,1-4-5,06 %] и
уменьшению областей когерентного рассеяния (D • 10"8 — 7,1-4-
-н—4,8 нм, что, возможно, свидетельствует о начальной стадии рас-
пада, так называемой зонной стадии.
При температуре старения 650 °C структурные изменения фи-
ксируются уже методом электронной микроскопии и заключаются
в периодическом изменении контраста, что свидетельствует о до-
вольно однородном распаде твердого раствора, который ведет
к более значительному возрастанию прочностных свойств.
318
При температурах 700 и 750 °C в сплавах типа 17-40, содержа-
щих титан и алюминий, наблюдается весьма значительное изме-
нение свойств (рис. 164), которое коррелирует с существенным
преобразованием структуры, фиксируемым не только методом
электронной микроскопии, но и оптической металлографии. При
этом характер изменения свойств при равном содержании титана
и алюминия в общем не зависит от присутствия других легиру-
ющих элементов (например, молибдена и ниобия). Однако эти
Рис. 165. Структура сплава
Ю \ I 71140М5ТЗЮБР после закалки с 1 ЮОС
Н < 1.||>епия при 750 °C, 16 ч, X 30 000 X 4
(Г. А. Толмачева)
Рис. 166. Структура сплава
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР после закалки с
1100 °C и старения при 850 °C, 15 ч.
Х4650 Х2 (Г. А. Толмачева)
щементы, в частности молибден, замедляют скорость распада
и изменяют механизм распада — практически полностью устра-
няя области прерывистого выделения. Таким образом, структура
< плава становится вполне однородной, поскольку в нем протекает
к»лько один непрерывный механизм распада с образованием
ч.к'тиц у'-фазы (рис. 165), как и в сплавах типа 36НХТЮМ5
и 36НХТЮМ8. Именно эта особенность структурного состояния
и определяет более высокое упрочнение сплавов, содержащих
молибден, а также дополнительно ниобий и бор (см. табл. 37).
Влияние последнего, как и в сплаве типа ЗбНХТЮ, проявляется
|лавным образом в росте сопротивления малым пластическим де-
формациям и связано с подавлением пограничного распада и
с собственным влиянием бора на уменьшение подвижности дисло-
1он1,ий. Вместе с тем указанное влияние бора при общем усложне-
нии состава сплавов становится менее сильно выраженным. В при-
< \ н-твии молибдена или бора или, наконец, при их одновремен-
319
йбм присутствий замедляются процессы распада твердого рас-
твора при старении, что, в частности, проявляется в большей его
длительности для достижения максимального упрочнения
(см. табл. 37).
В интервале температур старения 700—750 °C, когда дости-
гается максимум упрочнения, в структуре сплава наблюдаются
лишь частицы у'-фазы размером 10—25 нм, образовавшиеся по
непрерывному механизму; но при длительном старении при тем-
пературе 850 °C, когда упрочнение снижается, около границ
зерен наблюдаются пластинки стабильной трфазы (NisTi) с гекса-
гональной решеткой, закономерно ориентированные в матрице,
т. е. образуются области с видманштеттовой структурой. Кроме
того, при температуре 850 °C происходит интенсивная коагуляция
частиц у'-фазы, величина которых достигает 35—60 нм
(рис. 166).
При увеличении содержания хрома в сплаве с 17 до 20 %
общий характер зависимости свойств от продолжительности старе-
ния по существу не изменяется, но определенный вклад в упроч-
нение кроме у'-фазы вносят и частицы выделяющейся о-фазы,
количество которых возрастает при увеличении продолжитель-
ности старения. Так, в результате старения при 750 °C следу-
ющим образом изменяются количество у'- и cr-фаз: за время ста-
рения 10 мин оно равно 2,5 и 8 %, за 15 ч —7,5 и 10 % и за
250 ч — 19,5 и 14,5 % соответственно.
Судя по этим данным, значительное возрастание прочностных
свойств на начальных стадиях старения связано с выделением
частиц у'-фазы. На более поздних стадиях должно было бы про-
являться действие о-фазы. Однако частицы последней значительно
менее дисперсны, и поэтому их влияние на упрочнение невелико
и ’К тому же они сильно охрупчивают сталь. Таким образом,
увеличение содержания хрома до 20 % (при 40 % никеля) нецеле-
сообразно. По этим же соображениям не следует увеличивать
содержание в сплаве титана (при постоянном отношении титана
к алюминию), хотя величина упрочнения и будет выше. Заметное
повышение содержания молибдена сверх 5 % также может вы-
звать снижение пластичности из-за возможного образования
избыточной фазы Лавеса, как это наблюдается в сплаве
36НХТЮМ8. Также нецелесообразно и дальнейшее увеличение
или уменьшение концентрации никеля от 40 % и при постоянном
содержании хрома (17 %), а также титана и алюминия, поскольку
при этом пластичность не улучшится, а упрочнение после старе-
ния в то же время снизится.
Таким образом, состав сплава типа ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР пред-
ставляется, во всяком случае для основы типа 17-40, достаточно
близким к оптимальному, поскольку наряду с хорошей техноло-
гической пластичностью после закалки он обладает и высокими
прочностными свойствами. Так, после закалки с 1100 °C и старе-
ния при 750 °C, 15 ч свойства сплава ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР следу-
320
б, и па
600
550
500
ОЗХ2ОНРОН5ТЗЮБР 800
36НХТЮМ5
ОЗХ17НООМ5ТЗЮ6Р 780
36HXTHJ178 780
780
, збнхро
780
050
О 5 10 15 20 200
Open я испытания^
Рис. 167. Релаксационная стойкость при
400 °C пружинных дисперсионно-твердею-
щих сталей. Цифры у кривых — ао>оо2»
МПа
ющие: ав = 1300 МПа, сг0,2 = 1600 МПа, сг0>002 = 900 МПа, 6 —
= 14 % и HV 480. Этот комплексно легированный сплав обладает
наибольшей релаксационной стойкостью при 20 и при 350 °C
(см. табл. 39), что определяет большую стабильность характери-
стик, а также долговечность работы упругих элементов и деталей
конструкций в условиях нормальных и повышенных температур.
При еще более высокотемпературных релаксационных испытаниях
(400 °C) сплав 03Х17Н40МТЮБР обнаружил лучшую релакса-
ционную стойкость, чем сплав 36НХТЮМ8, содержащий большее
количество (8 %) молибдена (рис. 167). Вероятно более высокие
свойства первого сплава в указанных условиях испытаний свя-
заны с благоприятным влия-
нием таких элементов как бор
и ниобий*
В результате испытаний при
400 °C в течение 200 ч снижение
напряжений (о0 = 600 МПа) со-
ставило 21 % для сплава
36НХТЮ, 9% для 36НХТЮМ5,
8 % для 36НХТЮМ8 и 4 %
для ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР. Учи-
тывая весь комплекс свойств
сплава- ОЗХ17Н40М5ТЗЮБР,
включая и повышенную кор-
розионную стойкость в ряде
сред (как окислительных, так
и содержащих ионы хлора),
следует его рассматривать как перспективный материал для из-
готовления упругих элементов и деталей, работающих в широ-
ком диапазоне температур и в коррозионно-активных средах.
По этим результатам на сплав ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР разрабо-
таны технические условия и ему присвоена марка ДИ49 (см.
табл. 30).
Свойства сплава типа 17-40 могут быть улучшены в результате
низкотемпературной термомеханической обработки по схеме: за-
калка, холодная пластическая деформация (прокатка) с обжатием
25 и 75 % и старение [205].
В результате холодной пластической деформации резко воз-
растает прочность (табл. 38). Кроме увеличения плотности дисло-
каций нарушается атомное распределение в исходном твердом
растворе, о чем свидетельствует снижение удельного электро-
сопротивления, и тем в большей степени, чем выше обжатие.
Субструктура деформированных сплавов ячеистая, с высокой
плотностью дислокаций в стенках ячеек.
Распад твердого раствора при старении существенно уско-
ряется (рис. 168) благодаря взаимодействию атомов растворенных
элементов с дислокациями, облегчающему процесс зародыше-
образования. При этом возрастает дисперсность частиц у'-фазы
1 1 Рахштадт АГ. 321
ТАБЛИЦА 38. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ ТИПА 17-40
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ С 1100 °C, ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ (ЧИСЛИТЕЛЬ) И ПОСЛЕДУЮЩЕГО СТАРЕНИЯ
ПРИ 750 °C, 1 Ч (ЗНАМЕНАТЕЛЬ)
Тип сплава Обжатие, %
25 75
св С 3 и ь ст0,2> МПа С9 о Ь ь £ «О ав, МПа а0,2’ МПа а0,002» МПа в. %
ОЗХ17Н4ОТЗЮ 1080 900 250 13 1480 1310 580 8,0
1300 1200 800 12 1590 1300 920 '2,0
ОЗХ17Н4ОТЗЮР 1090 920 270 13 1490 1390 600 8,0
1310 1210 850 13 1600 1520 950 2,4
ОЗХ17Н4ОТЗЮБР 1090 940 290- 14 1510 1380 1540 610 8,0
1320 1190 860 11,5 1610 1050 2,3
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮ 1110 950 300 12 1520 1400 610 6,8
1320 1140 860 10 1630 1560 1000 1,9
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБ 1120 950 300 10 1530 1420 620 1050 6,6
1340 1180 900 10 1630 1550 1,4
ОЗХ 17Н40М5ТЗЮБР 1040 900 300 12 1490 3350 1310 590 1000 8,0
(ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР) 1290 1160 800 14 1450 4,5
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР 1140 1000 330 12 1520 1430 620 6,0
1360 1280 1000 11 1680 1600 1150 1,5
ОЗХ2ОН5ОМ5ТЗЮБР 1150 1120 360 5 1510 1500 1780 620 0,5
1650 1290 1000 3 1790 1150 0,5
ТАБЛИЦА 39. РЕЛАКСАЦИОННАЯ СТОЙКОСТЬ (Да/СГ0)• 100%
ПРИ (Г0 = СГ0,002 ЗА 500 4 ПРИ 20 °с (ЧИСЛИТЕЛЬ),
И ПРИ 350 °C (ЗНАМЕНАТЕЛЬ)
Тип сплава Деформация 25%, старе- ние при 750 °C, 1 ч Деформация 75%, старение при 750 °C, 1 ч Тип сцлава Деформация 25%, старе- ние при 750 °C, 1 ч Деформация 75%, старение при 750 °C, 1 ч
ОЗХ17Н4ОТЗЮ 8,0/10,0 6,0/13,0 ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБ 1,5/2,0 1,0/6,2
ОЗХ17Н4ОТЗЮР 5,0/6,0 4,5/10,0 ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР 0,5/1,0 1,0/6,6
ОЗХ17Н4ОТЗЮБР 4,5/5,0 3,0/9,8 (03Х17Н40МТЮБР)
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮ 3,0/3,2 1,5/9,7 ОЗХ2ОН4ОМ5ТЗЮБР 0,5/1,0 0,5/5,8
322
при сохранении повышенной плотности дислокаций. Размер этих
частиц в сплаве ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР после деформации с об-
жатием 25 % и стерения при 750 °C, 1 ч, когда достигается макси-
мум о0,002, составляет 5 нм, а после старения в течение 15 ч, соот-
ветствующего стадии разупрочнения, величина частиц у'-фазы
достигает 25 нм (имеются и более крупные), кроме того, они встре-
чаются в виде отдельных скоплений. Следует заметить, что и при
этом размере частиц у'-фазы, практически равном наблюдаемому
после закалки и старения,
упрочнение в первом случае
выше, что свидетельствует
об определенном вкладе в его
величину субструктуры, фор-
мирующейся в процессе ста-
рения деформированного
сплава. В табл. 38 представ-
лены свойства сплавов после
холодной пластической де-
формации и старения при
750 °C, 1ч, отвечающие мак-
симуму предела упругости.
Анализ этих данных пока-
чивает, что в случае НТМО
легирование сплавов на сте-
пень упрочнения по сравне-
нию с наблюдавшимся после
шкалки и старения влияет
меньше. Максимум прочно-
сти, включая и предел упруго-
сти также оказывается выше у
сплава ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР,
как и после закалки и ста-
Рис. 168. Влияние НТМО на свойства сплава
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР:
1 — закалка с 1100 °C, старение при 750 °C;
2 — закалка с 1100 °C, деформация 25 %, ста-
рение при 750 °C; 3 — закалка с 1100 °C, де-
формация 75 %, старение, при 750 °C
рения.
На релаксационную стойкость сплавов легирование как после
।войной термической обработки, так и после НТМО оказывает
шачительное влияние (табл. 39). Стойкость против релаксации
напряжений при длительном нагружении (при 20 °C) у сплавов
менее легированных после НТМО существенно выше, чем у вы-
соколегированных по сравнению с обычной термической обра-
боткой.
Высокий уровень прочности отмечается и у сплава такого же
। ина с 20 % Сг, но при сильно сниженной пластичности. НТМО
<• обжатием 25 и 75 % кроме высокой прочности обеспечивает
н лучшую релаксационную стойкость при 20 °C. При 350 °C луч-
шая релаксационная стойкость получается после НТМО с обжа-
том 25 %, так как при обжатии 75 % из-за нестабильности
структурного состояния протекают термически активируемые
процессы изменения субструктуры.
11*
323
Сопоставление релаксационной стойкости всей группы спла-
вов показывает, что при всех температурах испытания сплавы,
легированные совместно бором, молибденом и ниобием, обнару-
живают более высокие ее значения. Наивысшая релаксационная
стойкость после НТМО, как и после закалки и отпуска, была полу-
чена на сплаве ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР и при 20, и при 350 °C.
Низкотемпературная термомеханическая обработка, повышая
сопротивление большим и малым пластическим деформациям,
в то же время существенно снижает пластичность аустенитной
стали, что затрудняет последу-
ющие операции производства
упругих элементов с исполь-
зованием операций штамповки.
В целях повышения прочности
и сохранения пластичности
впервые для аустенитных дис-
персионно-твердеющих сталей
была применена высокотемпе-
ратурная термомеханическая
обработка 1205]: нагрев до
1100 °C в целях получения до-
статочно гомогенного твердого
раствора, последующая пласти-
ческая деформация (прокатка)
с обжатием 30% в температур-
ном интервале 1100—900 °C,
охлаждение в воде. После ВТМО
сплав ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР от-
Рис. 169. Влияние ВТМО на уровень ме-
ханических свойств сплава
ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР:
1 — ВТМО, старение при 750 °C; 2 — за-
калка с 1100 °C, старение 750 °C ЛИЧЗЛСЯ ПОВЫШеННОЙ ТВерДО-
СТЬЮ (HV 300) по сравнению
с обычным закаленным состоянием (HV 20), меньшим размером об-
ластей когерентного рассеяния (Z)), большими искажениями кри-
сталлической решетки (A^z/a), несколько увеличенным периодом ре-
шетки и более высоким удельным электросопротивлением. Послед-
ние два параметра свидетельствуют о том, чтоб процессе деформа-
ции за счет более полного растворения избыточных фаз (возможно,
в том числе карбидов или карбонитридов). Увеличение твердости
непосредственно связано с изменениями субструктуры, которая
существенно влияет на процессы при последующем старении.
Об этом свидетельствуют изменение свойств и структурное состо-
яние сплава ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР после ВТМО и старения при
750 °C по сравнению с обычно закаленным (рис. 169).
Можно видеть, что свойства и структурное состояние сплава
после ВТМО в процессе старения изменяются с существенно боль-
шей скоростью, чем после закалки, но медленнее, чем после НТМО.
Последнее объясняется тем, что после ВТМО образуются сетчатые
конфигурации дислокаций, характеризующиеся меньшей плот-
ностью, чем ячеистая субструктура. При этом после ВТМО дисло-
324
кационная субструктура отличается большей устойчивостью, чем
полученная после НТМО. После ВТМО по указанной выше тех-
нологической схеме и старения при 750 °C, 1 ч
сплав ОЗХ17Н4ОМ5ТЗЮБР имеет ов = 1400 МПа; о0,2 = 1200 МПа;
ао,оо2 = Ю00 МПа; б = 18 %; они выше, чем после закалки и ста-
рения. Сравнение со свойствами того же сплава после НТМО
(обжатие 25 %) показывает, что в последнем случае свойства
прочности несколько выше (значения предела упругости одина-
ковы), чем после ВТМО, а по пластичности заметно ниже.
Глава IX
ВЫСОКОКОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ
АУСТЕНИТНЫЕ СПЛАВЫ
1. СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Ni—Сг
Сплав 47ХНМ. К наиболее коррозионностойким пружинным
материалам на основе системы Ni — Сг * относится немагнитный
сплав 47ХНМ, разработанный Институтом прецизионных сплавов
ЦНИИЧМ [206]. Важно, что этот сплав упрочняется в результате
чпсперсионного твердения. В закаленном состоянии он достаточно
высокопластичен, что позволяет выполнять гибку, вытяжку,
формовку и другие операции, необходимые для изготовления
разнообразных упругих элементов. Наиболее высокое упрочнение
сплав 47ХНМ приобретает после термомеханической обработки:
шкалка, холодная пластическая деформация, отпуск. Температура
’.акалки для сплава 47ХНМ 1200—1250 °C, причем достигаемый
уровень механических свойств практически не зависит от про-
должительности выдержки (от 5 мин до 1 ч). После отпуска при
/00 -725 °C, 5 ч резко повышаются прочностные свойства (ав =
1225ч-1470 МПа), но при этом сильно снижается пластичность
(б 5ч-12 %). В результате термомеханической обработки при
степени холодной пластической деформации ~70 %) можно полу-
чить ок = 1960 МПа; эту величину следует признать весьма вы-
сокой. Рекомендуемые режимы обработки для сплава 47ХНМ
и достигаемый при этом уровень физико-механических свойств
следующие:
После закалки с 1250 °C ов = 835-4-980 МПа; б = 30 4-40 %;
III? В 90—95; р = 1,1 мкОм-м. После закалки с 1250 °C и старения
при 700 °C. 5 ч с охлаждением на воздухе сув = 12254-1470 МПа;
Л 54-12 %; HRC 40—42; р =; 0,70 мкОм-м; Е = 229 000 МПа;
" и mo °с= 11,3-10"6 1/°С; d =JJ9 т/м3. После закалки с 1250 °C,
* К этой же группе высококоррозионностойких сплавов относятся и высоко-
го листойкие сплавы также на основе системы Ni—С
325
Е-1(Г,мпа
24
23
22
21
1200
^1100
^1000
| 900
£ 000
700
ООО
Рис. 170. Свойства сплава 47ХНМ при на-
греве. Исходное состояние: закалка с
1250 °C, старение при 700 °C. Время ста-
рения 7—2; 2 — 4; 3 — 6 ч
холодной пластической деформации 70 %, старения при 600 °C,
5 ч с охлаждением на воздухе ов = 1960 МПа; HRC 52,
Сплав 47ХНМ в интервале от 100 °C до —196 °C характери-
зуется практически неизменным пределом упругости [ 189 ]. Однако
при нагреве сплава 47ХНМ после закалки с 1250 °C и старения
при 700 °C предел упругости довольно плавно снижается до
400 °C, а выше — уже резко падает (рис. 170). Так, снижение
(*0,002 от 20 Д° 400 °C составляет 200 МПа — от 1200 до 1000 МПа,
а от 400 до 500 °C — 250 МПа. Релаксация напряжения за 500 ч
при 300 °C составила 4,6 %
(ог0 = 600 МПа) и 5,9 % (о0 =
= 800 МПа), а при 400 °C при
указанных уровнях напряже-
ний — 24,6 и 26 % J соответст-
венно. Поэтому при длитель-
ном напряжении упругие эле-
менты из сплава 47ХНМ не
следует применять при темпе-
ратуре выше 300 °C.
Сплав ЭП557. Очень высо-
кой коррозионной стойкостью
характеризуется сплав ЭП557
[207 ]. После отжига структура
сплава включает у-твердый рас-
твор, rj-фазу [(Ni3(Ti, Та)) I
с гексагональной решеткой,
у'-фазу [Ni3(Ti, Та)] с решет-
кой типа Cu3Au, а также карбиды (Ti, Та)С. При этом основной
избыточной фазой является у'-фаза (~24,9 %).
После закалки с 950—1050 °C в структуре сплава сохраняется
т|-фаза, поэтому после старения снижаются характеристики проч-
ности, а также релаксационная стойкость и растет деформация
ползучести.
После закалки с 1080—1100 °C в структуре сплава остаются
нерастворенными лишь (Ti, Та)С и трфаза, а после закалки
с 1150 °C — лишь частицы карбидов, при этом резко растет зерно
у-твердого раствора. Поэтому обычно используется закалка сплава
с 1080—1100 °C с последующим старением.
В табл. 40 по данным [207], представлены значения сго,оо2
сплава после закалки с 1100 °C и старения.
После оптимального режима закалки и старения при 750 °C
6 ч пБ > 1250 МПа; ст0,2 1120 МПа; (Упц > 870 МПа, о0,оо2
> 930 МПа, 6 = 8-5-10 %; в структуре сплава присутствует
у'-фаза типа Ni3(Ti, Та) в количестве 13,2 % в форме высоко-
дисперсных частиц. При более длительном старении она пре-
образуется в трфазу пластинчатой формы, что вызывает снижение
прочности. Сплав ЭП557 обладает высокими механическими свой-
ствами и хорошей коррозионной стойкостью, в тр же время он
326
T A fe Л И Ц A 40 ЗАВИСИМОСТЬ СВОЙСТВ СПЛАВА ЭПЙ5?
ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ И ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ СТАРЕНИЯ
Температура старения, °C а0,002’ МПа, после выдержки при старении, ч
2 4 6
700 800—900 910—960 920—990
750 920—1000 930—1010 1010—1040
800 980—1010 910—1000 880—910
отличается относительно высокой теплостойкостью. сг0,002 сплава
при 300 °C сохраняется на достаточно высоком уровне (1100 МПа),
а при более высокой температуре заметно снижается — при
400 °C 980 МПа, при 500 °C 880 МПа. Достаточно высока и рела-
ксационная стойкость сплава. Так, за 500 ч (<у0 = 600 МПа)
релаксируемое напряжение при 300 °C снижается всего на 1,2%,
при 400 °C — на 4 %, при 500 °C — на 15 %. В тех же условиях
испытаний, но при а0 = 800 МПа, снижение релаксируемого
напряжения составило 3,6; 13,9 и 19,6 % соответственно. Эти
данные позволяют установить возможный температурный интервал
применения сплава ЭП557.
Высокой коррозионной стойкостью при значительно большей
теплостойкости обладают такие сплавы, как ХН68ВКТЮ (ЭП578),
70НХБМЮ, 60НКХБМЮ и др. (см. гл. XI).
2. ВЫСОКОКОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ И высокопрочные
СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Со—Ni—Сг—Мо (W)
К этой группе относятся сплавы на основе системы
< /) — Ni — Сг — Mo(W), дополнительно легированные молибде-
ном и (или) вольфрамом, а также в некоторых случаях титаном,
алюминием, рением, медью и др. (табл. 41). Некоторые зарубеж-
ные сплавы этого типа (нивафлекс. элжиллой и др.) содержат
бериллий.
Эти сплавы парамагнитны, отличаются высокой коррозионной
стойкостью в кислотах, щелочах, парах хлора и других средах,
и также значительной прочностью в условиях статических и цик-
лических нагрузок. Их применяют в приборостроении для упругих
элементов ответственного назначения. Временное сопротивление
разрыву сплавов этой группы может достигать 3140 МПа, т. е.
приближаться к значениям, получаемым на высокоуглеродистой
стали после патентирования и холодного волочения, но устало-
<•1 пая прочность первых немного выше, чем углеродистой стали.
Кроме того, кобальтникельхроммолибденовые (вольфрамовые)
< плавы отличаются и повышенной теплостойкостью. Поэтому
н'мпература службы упругих элементов из сплавов некоторых
• <»(‘тавов может достигать 400 и даже 500 °C. Основные физики-
327
ТАБЛИЦА 41. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, %, СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИ
Марка сплава С Si Мп Со Ni Сг
40КХН 0,07—0,12 0,5 1,8—2,2 39—41 15—17 19—21
40КХНВМ 0,09—0,11 0,5 1,8—2,2 39—41 14—17 18—20
45КХВН *1 0,15—0,17 0,5 1,8—2,2 44—46 9—11 19—21
40КНХМВТЮ *2 0,05 0,5 1,8—2,2 39—41 18—20 11,5—13
40НКХТЮМД *3 0,05 0,5 0,8—1,2 19—21 39-41 19—21
*г) Сплав содержит еще 0,001 В. *2) Сплав содержит еще 1,5—2,0% Ti и 0,2—
3,2% Ti; 1,4 —1,7 Al, 1,8-2,2% Си.
механические свойства, область применения сплавов в качестве
пружинного материала, а также режимы упрочняющей обработки
представлены в табл. 42.
Упрочняющая обработка большинства из этих сплавов заклю-
чается в закалке, холодной пластической деформации и старении.
Только для сплава, дополнительно легированного медью, в каче-
стве упрочняющей обработки рекомендуется закалка и старение,
поскольку в этом сплаве при старении выделяется значительное
количество упрочняющих интерметаллидных фаз, обеспечива-
ющих рост прочности. Поэтому эти сплавы и применяют для
Изготовления упругих элементов мембранного типа, которые
получают штамповкой из закаленных листовых заготовок, а затем
для упрочнения подвергают старению.
В отожженном состоянии структура сплавов 40КХНМ,
40КХНМВ состоит из у-твердого раствора с г. ц. к. решеткой,
карбидов типа 7И6С и отдельных включений интерметаллидов,
В структуре сплава 40КНХМВТЮ избыточными фазами яв-
ляются частицы карбидов типа Л4С и у'-фаза типа (Со, Ni, Fe)3(Ti,
Al), а в сплаве 40НКХТЮД кроме у'-фазы и частиц карбидов
имеются еще включения сг-фазы.
В процессе закалки избыточные интерметаллидные фазы почти
полностью растворяются, тогда как частицы карбидных фаз
частично остаются. При этом для достижения повышенной пластич-
ности сплавов используется высокотемпературная закалка с бы-
стрым охлаждением (табл. 42), поскольку при снижении темпе-
ратуры нагрева или замедленном охлаждении в структуре сплавов
появляются частицы избыточных фаз, которые резко снижают
пластичность, необходимую для выполнения последующей де-
формации часто с весьма значительным обжатием. Оптимальные
температуры закалки сплавов данной группы указаны в табл. 42.
После закалки наибольшей пластичностью обладает сплав
40КНХМВТЮ, что облегчает последующую его деформацию
прокаткой или волочением вплоть до обжатий ~90 %, тогда как
328
’.ТЕМЫ Со —Ni —Сг—Мо (W) [158]
Мо W ГОСТ или ТУ
6,4—7,4 3,0—4,0 3,5-4,5 ГОСТ 10994—74
— 16—18 ТУ14-1-1511—76
3,0—4,0 6,0—7,0 ГОСТ 10994—64
7,5—8,5 2,8—3,2 ТУ14-1-1916—77
.5% А1. *3) Сплав содержит еще 2,8 —
сплав 40КХНМ уже с трудом де-
формируется волочением с обжа-
тием 60 %.
В структуре закаленных спла-
вов, в частности наиболее широко
распространенного 40КХНМ, око-
ло включений карбидов, границ
зерен и двойников рекристал-
лизации находятся дислокации.
Холодная пластическая деформа-
ция в сплавах этого типа резко
увеличивает количество дислока-
ций, в том числе расщепленных,
из-за того, что в присутствии ко-
бальта в них резко снижена энер-
гия дефектов упаковки [2101. Ю. А. Скаков указывает, что именно
с образованием мощных плоских скоплений сильно расщепленных
дислокаций зерен и с затрудненностью поперечного скольжения
дислокаций связано высокое деформационное упрочнение подоб-
ных сплавов (рис. 171).
Рис. 171. Зависимость временного сопротивления и упругого последействия растяжек
из сплавов 40KXHM (/), 40КХНМВ (2) и 40КНХМВТЮ (3) от степени деформации
(% обжатия указан на кривых) и температуры отпуска (3. А. Тимофеева)
Наиболее подробно изменения структуры в сплавах системы
Со — Ni — Сг — Mo(W) под влиянием деформации изучены
в работе [211]. Можно предполагать, что полученные результаты
справедливы и для сплавов, подобных 40КХНМ — 40КХНМВ,
40КНХМВТЮ и 45КХВН. Согласно [211], после деформации
сплава 40КХНМ с обжатием 5—20 % дислокации (рис. 172) рас-
щеплены по реакции х/2 [ПО] —>х/в [121] + V6 [211] с образованием
329
ТАБЛИЦА 42. МЕХАНИЧЕСКИЕ И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Со —Ni—Сг I Мо (IF)
[158, 208]
и • iaiqmw ‘d 0,9 — 1,0 0,9 — 1,0 0,9 — 1,0 1,0 — 1,1
э01 О 12 — 16 12 — 16 12 — 16 14 — 3 12 *2 14 *3
90 I О 210 — 250 200 — 250 200 — 250
BLIW 4-01-3 20,8 20,7 24 — 25 21—22
8w/i lp • 8,3 8,5 9,17 8,5
ян 180— 200 600 — 700 180 — 200 580 — 630 650 — 700 140— 160 550 — 600 195 — 205 440 — 460
% ‘9 40—50 3 — 5 40—50 4 — 6 20 — 25 0 — 2 55 — 60 4 — 6 25—30 3 — 5
BLIW ‘S00‘0fl 1700 1500 — 1600 1600 1500 — 1600 900 — 950
BIIW ‘3‘0D 2300 — 2500 2300 — 2800 2600 350 — 400 1800 — 2000 550 — 600 1100— 1250
mw ‘% 700 — 800 2500 — 2700 700 — 750 3000 — 3200 1100 — 1200 2700 700 — 800 2000 — 2200 750 — 800 1450 — 1500
Термическая обработка Ф К ф СХ « § р. < К । ® tf S tf О М К 2 г о О СХ ил CQ Ф 5 О § Ю » Г. § о И * О I §| и о | ° £ 0 7 71 sS| 7 §7. 7 Гь 7 у Д о О 2 «. 2 О X, ° 2 + ° S 7 Z 7 о 7* 05 Й g Й Й 00 2 Л Й Й g Й Й 00 S S ° § §*«7 О * | чо й й п й й К р. « о 1 й й <и° ° Й Й ь йййю<и Л Л 0) LO Л Й О LO Й Й о СО СО У COCOS^S со СО СО СО К Slo со со со
Марка сплава и ее назначение Й к £ « и < S «х" Др S Д О О Ф Ф й >_> < КД О й Ф У £ Ом S й СХ?" «И УФ ® ч СП у g. Й S ЙЕН & к |_f Ч ”О О ”« S н «3 --SXO « а \ е s ~ й * О к а • s «о “ «1 2*°» Е®§. toft хр- tfeg tig o ex Я о ex юф од о йо о ^sc 'Ф ex s 'Ф'О ь у
См. [209]. *2) При температуре 20 —100 °C. *3) При 400—500
скользящий частичных дислокаций Шокли, разделенных ДУ
вычитания. Энергия ДУ в сплаве 40КХНМ оказывается достаточно
низкой и составляет 15 + 3 эрг/см2. Кроме этих дислокаций зна-
чительный вклад в упрочнение вносит высокая объемная плот-
ность дисперсных микродвойников шириной 4 нм (рис. 172) как
результат двойникования по системам типа {111} (112).
Однако двойникование в сплавах на основе системы
Со — Ni — Сг — Mo(W), осуществляемое на стадии деформации
с обжатиями до 40 %, не вызывает очень высокого упрочнения.
Рис. 172. Дислокации (а) и двойники (б) в сплаве 40КХНМ после закалки и дефор'
мации 5 % (В. Р. Васильев)
После обжатий ~40—50 % в сплаве 40КХНМ происходит дробле-
ние двойников и, как показано в [212], протекает фазовое превра-
щение, что обеспечивает очень высокое упрочнение. В. Р. Василь-
евым на микроэлектронограммах сплава после таких обжатий
обнаружены рефлексы от мартенситной 8-фазы. На темнопольных
изображениях структуры сплава особенно четко после обжатий
—70 % видны почти равноосные частицы 8-фазы_(рис. 173^с ориен-
тационным соотношением {111 [] {0001}е; ]H0}v || (1120)£ , ти-
пичным для у -> е-мартенситного превращения. После высоких
степеней обжатия размеры частиц 8-мартенсита равны ~10 нм
при плотности их распределения 1011 см"3. Столь высокая плот-
ность распределения участков s-мартенсита и их особая морфоло-
гия обнаружены впервые [212].
Важную роль в спонтанном зарождении s-мартенсита при-
надлежит ДУ, так как участки этой фазы возникают при перекры-
тии ДУ, расположенных в параллельных плоскостях у-фазы
с г. ц. к. решеткой. Согласно [213], могут быть два механизма
перекрытия дефектов упаковки и соответственно образования
г-мартенсита — регулярный и нерегулярный. Экспериментально
331
330
Методом электронной микроскопии обнаружены оба механизма
и заранее предсказать, какой из этих механизмов будет функци-
онировать в данном сплаве, по-видимому, еще нельзя. Во всяком
случае начальной стадией у -> 8-превращения является образова-
ние скоплений перекрывающихся ДУ, которые возникают в местах
пересечения действующих плоскостей скольжения различных
систем, а также у границ зерен, двойников и т. д. Под влиянием
полей напряжений от указанных дефектов строения возрастет
расщепление дислокаций, в скоплениях которых образуются соот-
ветственно широкие ДУ, из которых могут образоваться протя-
Рис. 173. Структура сплава 40KXHM после деформации 70 % (видны
частицы 8-мартенсита) [212]
женные пластины s-фазы. у -> 8-превращение всегда протёкает
в плоскостях, в которых напряжение сдвига максимально [214 1.
Частицы 8-мартенсита образуются только в тех плоскостях, по
которым произошло скольжение [215]. Согласно Л. И. Лысаку
[216, 217], важной особенностью у-> 8-превращения является
образование промежуточных мартенситных фаз. Для появления
каждой из этих фаз необходимо присутствие определенного коли-
чества ДУ.
Присутствие s-мартенсита, независимо от того, образовался ли
он при охлаждении или в процессе деформации, всегда увеличи-
вает прочность сплавов. Этот эффект наблюдался на сплавах раз-
личных систем легирования. Повышение прочности при образова-
нии 8-фазы объясняется тем, что она сама обладает высокой проч-
ностью и, кроме того, создает значительный фазовый наклеп за
счет разницы в значениях удельных объемов у- и 8-фаз.
Несомненно, что на прирост упрочнения при превращении
влияет морфология частиц 8-мартенсита и их дисперсность, как
и частиц избыточных фаз, выделяющихся при старении или дис-
персионном твердении. По мнению В. Р. Васильева, величина
энергии ДУ, равная в сплаве 40КХНМ по его данным 15 эрг/см2,
332
оказывается Минимальной для развития механического двойнико-
вания и максимальной для у -> 8-превращения. В этом случае
двойникование происходит уже при малых напряжениях или
соответственно при малых степенях деформации, тогда как у ->
8-превращение развивается лишь при высоких напряжениях
(или обжатиях). При этом развитие сдвигового у -> 8-превращения
будет лишь в тех весьма малых по размерам областях кристал-
литов, которые свободны от дефектов строения, и поэтому частицы
8-мартенсита будут дисперсными и произвольно ориентирован-
ными. В условиях же сравнительно невысоких деформаций (об-
жатия 40—50 %), когда в структуре присутствуют достаточно
большие участки кристаллитов, свободных от дефектов, частицы
s-фазы имеют более правильную пластинчатую форму, типичную
для морфологии этой фазы. Кроме указанных и субструктурных
изменений в матричной фазе в процессе холодной пластической
деформации сплава 40КХНМ с обжатием 50 % происходит фраг-
ментация частиц карбидов типа 7ИбС, состав которых, согласно
[211], можно выразить формулой типа (Со, Ni, Сг, Fe)4Mo2C.
Этот процесс также вносит известный вклад в рост прочности
при деформации.
Согласно исследованиям Н. А. Тютюник, Ж. П. Пастуховой,
Е. К. Захарова, В. Р. Васильева и А. М. Глезера, сплав
40КНХМВТЮ после закалки с 1150 °C имеет структуру у-твердого
раствора и слабые рефлексы от зародышей упорядоченной у'-фазы.
В процессе деформации растет плотность дислокаций и увеличи-
вается число двойников деформации, тогда как зародыши у'-фазы
разрушаются. Однако основной структурный процесс упрочнения
и в этом сплаве связан с образованием s-мартенсита. При этом
с повышением степени обжатия увеличивается количество 8-мар-
тенсита и изменяется его морфология от пластинок к частицам
неправильной формы. Наряду с этими изменениями субструктуры
и фазового состава наблюдается также образование частиц типа
Со3Мо размером 5—15 нм.
Оптимальная степень деформации, а следовательно получаемая
структура сплавов, зависит от назначения упругих элементов.
Так, для изготовления цилиндрических пружин степень обжатия
должна быть 35—50 %, ленточных 70—75 %, для растяжек —
более 90 %, а для пружин, работающих при нагреве, 30—40 %.
При этом чем меньше диаметр проволоки, тем больше степень
упрочнения при данном обжатии.
Важное значение для свойств пружин имеет не только дисло-
кационная структура и фазовый состав сплава, а также возника-
ющая в процессе деформации кристаллографическая текстура.
Текстура деформации проволоки таких сплавов, как 40КХНМ
и 40КНХВМТЮ, становится отчетливой лишь после деформации
с обжатием более 40 %. В этом случае наблюдаются две ориенти-
ровки: сильная (111) и слабая (001), причем во втором сплаве
первая ориентировка более интенсивная, а вторая отличается
333
большим рассеянием [2181. В плющеной ленте текстура деформа-
ции характеризуется ориентировкой {110} (111), которая для
сплава 40КНХМВТЮ также оказывается более четкой. При этом
чем выше степень деформации волочения и меньше при прокатке
(плющении), тем выше интенсивность ориентировки (111). Чем
выше интенсивность этой ориентировки, тем больше в данном
направлении модуль упругости и соответственно изгибающий
момент пружин. Текстура листа из сплава 40КХНВМТЮ характе-
ризуется сильной интенсивностью ориентировки{110} (112), а ори-
ентировки {110}(111), {110} (001) и {112} (111) имеют среднюю
интенсивность [218 ].
Интересно, что в том же направлении листа, где модуль упру-
гости имеет максимальное значение и где максимальна интенсив-
ность направления (111), оказывается максимальным и предел
упругости, что свидетельствует о создании в этом направлении
преимущественного скопления дислокаций.
Упрочнение сплавов типа 40КХНМ,-40КХНМВ и 40КХМВТЮ
достигнуто после холодной пластической деформации вследствие
совместного влияния двойникования (включая дробление двой-
ников), образования 8-мартенсита и фрагментации карбидных
частиц и может быть существенно увеличено при последеформа-
ционном отпуске (см. рис. 171) и тем в большей степени, чем выше
было обжатие во время деформации. О природе процессов, проис-
ходящих при этом отпуске, имеются довольно противоречивые
объяснения.
В работе К. Ваше и Е. Джассо указывается, что глав-
ной причиной упрочнения сплава 40КХНМ при отпуске являются
процессы выделения. В работе Б. Г. Лившица и Н. Г. Махукова
основным процессом признается возникновение К-состояния. В не-
которых работах упрочнение связывается с образованием зон ГП.
Ю. А. Скаков и Ю. О. Меженный считают, что рост'прочности
в результате последеформационного отпуска при 500 °C связан
с возникновением на ДУ различных сегрегаций, в том числе
сегрегаций Сузуки. При более высокой температуре отпуска
(600—650 °C) в работе Ю. А. Скакова и Я. С. Уманского устано-
влено выделение карбидов Со3Мо3С и Сг23Сб, но при этом наблю-
дается разупрочнение сплава. В сплаве 45КХВН рост упрочнения
после отпуска при 500—600 °C связан с выделением на дислока-
циях дисперсных частиц карбида типа Сг23Сб, когерентно связан-
ных с матрицей [219]. В безуглеродистых. сплавах системы
Со — Ni — Сг — Мо (без железа) и, в частности, в сплаве типа
MP35N, в котором, как и в 40КХНМ, после деформации обнару-
жены пластинки 8-мартенсита [220], в процесс отпуска, как
предполагается, образуются новые тонкие пластинки 8-мартен-
сита, а также сегрегации атомов молибдена на ДУ и пластинках
s-фазы. Кроме того, в процессе отпуска в сплавах вдоль пластинок
s-мартенсита, согласно [220], обнаруживаются частицы карбидов
Л46С и интерметаллида Со3Мо.
334
Проведенное в работе [212] исследование структуры сплава
40КХНМ в результате последеформационного отпуска при 500 °C,
когда достигается максимальная прочность, показало, что при этом
увеличивается объемная доля частиц 8-мартенсита и их размеры
(рис. 174), что и вызывает усиление интенсивности рефлексов
8-фазы.
Об увеличении в результате отпуска количества s-фазы сви-
детельствует и уменьшение объема 1 сплава 40КХНМ, происхо-
дящее в процессе его нагрева при 300—500 °C, поскольку удель-
ный объем 8-фазы меньше, чем исходной у-фазы. С образованием
Рис. 174. Структура сплава 40KXHM после деформации 70 % и отпуска
при 500 °C (видны частицы 8-мартенсита) [212]
s-фазы связан и наблюдавшийся в ряде работ рост удельного элек-
тросопротивления сплава, который ранее приписывали образо-
ванию К-состояния или образованию зон ГП. Как предположено
[212], возможность образования s-фазы при отпуске может быть
связана с уменьшением искажений решетки деформированного
сплава, что облегчает когерентный рост новой фазы путем сдвига.
Этому также может способствовать происходящее при нагреве
более упорядоченное перераспределение ДУ. Важно, что в про-
цессе отпуска, во всяком случае до 600 °C, кристаллографическая
текстура, созданная деформацией, не изменяется [219]. Поэтому
модуль упругости вдоль оси проволоки или плющеной ленты
остается высоким.
Кроме образования s-фазы, при отпуске происходят процессы
микрополигонизации в у-фазе и выделение карбидных частиц
типа А46С размером 2—8 нм, причем эти частицы, некогерентные
с у- и s-фазами, не имеют с последними и ориентационной связи
[211 ]. Эти частицы карбидов образуются в местах дефектов строе-
ния в области частиц s-фазы, в которых уже в процессе деформа-
1 Определенный вклад в уменьшение объема может вносить и образование
сегрегаций из атомов молибдена на ДУ или участках 8-фазы.
335
ции возникли сегрегации из атомов углерода. В закаленном сплаве
при этой температуре отпуска карбиды не образуются.
Следует указать, что несмотря на весьма незначительную
концентрацию атомов углерода в сплавах типа 40КХНМ их влия-
ние на процессы превращений весьма значительное. Дело не только
в развитии процесса карбидообразования, но и в том, что он,
по-видимому, подавляет возможность образования при отпуске
Рис. 175. Изменение механических
свойств сплава 40НКХТЮМД с 2 %
Си в зависимости от температуры от-
пуска (предварительная закалка с
.1050 °C)
интерметаллидов и влияет на мор-
фологию образующихся частиц
s-мартенсита. Последнее предпо-
ложение может быть обосновано
тем, что в безуглеродистых спла-
вах частицы s-мартенсита были
в форме пластин.
При температуре отпуска 600°C
происходит разупрочнение сплава,
оно связано с уменьшением числа
частиц s-фазы вследствие обрат-
ного 8 -> у-превращения и с уве-
личением размеров карбидных
частиц. При еще более высокотем-
пературном отпуске (700 °C) ча-
стицы карбидов существенно ук-
рупняются и происходит измене-
ние кристаллографической тек-
стуры.
Учитывая многообразие струк-
турных процессов, происходящих
во время последеформационного
отпуска, нельзя сказать, какой из
них является главным, определяю-
щим упрочнение сплава 40КХНМ
или 40КХНМВ. Последнее явля-
ется результатом совместного влияния всех отмеченных процессов,
как и упрочнение при пластической деформации. При старении
сплава 40КНХМВТЮ вклад в упрочнение за счет выделения карби-
дов должен быть весьма незначительным, так как содержание
углерода в сплаве не более 0,05 %. Однако в отличие от сплавов
40КХНМ и 40КХНМВ упрочнение сплава 40КНХМВТЮ повы-
шает выделение интермета л л идных фаз.
Особое значение имеет старение для сплава 40НКХТЮМД,
поскольку именно этот процесс определяет величину его упроч-
нения [209]. Распад закаленного у-твердого раствора в этом
сплаве, судя по изменению механических свойств, начинается
уже при 500 °C и далее с повышением температуры заметно умень-
шается (рис. 175). После старения при 600—700 °C временное
сопротивление равно 1350—1450 МПа, а предел текучести 850 —
1050 МПа. Максимальное упрочнение сплава достигается после
336
закалки с 1050 °C и старения при 800 °C, 6 ч. Как установлено
в работе [221 ], упрочнение сплава 40НКХТЮМД при старении
связано с выделением у'-фазы типа Ni3 (Ti, Al) с г. ц. к.-решет-
кой, когерентно связанной с матрицей (период решетки у-твер-
дого раствора равен 0,35986 нм, а решетки у'-фазы 0,35980 нм).
Состав этой фазы может быть определен как (Ni, Со, Сг, Си, Мп,
Fe)3 (Ti, Al, Мо). По данным [221 ], после старения на максимум
упрочнения количество выделившейся у'-фазы составляет 24,3 %
и в ней присутствует ~0,8 % меди.
Сравнение рассматриваемого сплава с аналогичным, но не
содержащим меди, показало, что в ее присутствии ускоряется
распад при старении и за счет уменьшения растворимости в у-
твердом растворе у'-фазы увеличивается ее количество.
Существенно, что выделяющаяся у'-фаза устойчива вплоть до
температуры старения 900 °C, и лишь при более высоком нагреве
вместо нее может образовываться гексагональная трфаза типа
Ni3Ti. При температуре старения 800 °C авторы работы [209]
обнаружили о-фазу типа (Со, Ni, Fe, Мп) (Сг, Мо) в количестве
11,9 %. Количество о-фазы возрастает с повышением температуры
и после старения при 900 °C достигает 17,5 %. Интенсивное вы-
деление о-фазы при этой температуре не вызывает роста упроч-
нения, поскольку в этих условиях активно развивается процесс
ее коагуляции, оказывающей главное влияние на уровень проч-
ности. По данным [221 ], сплав 40НКХМДЮ обладает известной
теплостойкостью (не выше 500°). Снижение исходного напряже-
ния (о0 = 600 МПа) при 500 °C, 50 ч составило ~22 %, причём
основная доля этого снижения происходит в первые часы испыта-
ний, что может быть учтено в процессе предварительного нагру-
жения упругого элемента.
Главным достоинством сплава 40НКХМДЮ является его
высокая коррозионная стойкость в серной кислоте. Так, в 40 %-ной
серной кислоте скорость коррозии за 100 ч при 20 °C составила
0,0117 г/(м2-ч), при 60 °C —0,052 и при температуре кипения —
0,307 г/(м2-ч). Также высока коррозионная стойкость сплава
в растворе хлористого натрия (30 г/л), насыщенном сероводоро-
дом. Сплав 40НКХМДЮ не склонен к межкристаллитной корро-
зии и стоек против сульфидного растрескивания (испытания
в 3 %-ном растворе NaCl, насыщенном сероводородом) при на-
пряжении 1000 МПа. В этих условиях образцы сплава выстояли
3240 ч.
По данным А. С. Ждановой, упругие элементы (мембраны)
из сплава 40НКХТЮМД отличаются хорошими метрологиче-
скими характеристиками при испытании на воздухе и в 3 %-ном
растворе NaCl, насыщенном сероводородом, при циклическом
нагружении до 20 000 ч при частоте нагружения 25 циклов в 1 мин.
Из пружинных сплавов 40КХНМ, 40КХНМВ и 40КНХМВТЮ,
обладающих высокой прочностью и ценными физико-механиче-
скими свойствами, в приборостроении изготовляют упругие эле-
337
менты ответственного назначения — заводные пружины преимуще-
ственно малогабаритных часовых механизмов, растяжки и под-
весы электроизмерительных приборов, цилиндрические пружины
и т. п. Сплав 40КНХМДЮ используют для коррозионностойких
упругих элементов мембранного типа.
Упругие элементы из указанных сплавов могут работать при
температурах до 400 °C, а из сплава 40НКХТЮМД —до 500 °C.
При температуре выше 400 °C сплав 40КХНМ уже заметно раз-
упрочняется (см. рис. 171) и, кроме того, снижается его модуль
нормальной упругости. Для улучшения свойств сплава 40КХНМ
может быть применена двойная термомеханическая обработка:
закалка с 1100—1150 °C, холодная пластическая деформация,
повторная скоростная закалка с 1050 °C. После такой закалки
относительное удлинение возрастает с 4—5 % (деформация с об-
жатием 50 %) до 14—16 %. Это позволяет изготовлять из сплава
40КХНМ упругие элементы, требующие неглубокой штамповки
или сравнительно сложной вытяжки. После заключительного
старения при 500 °C, 5 ч a0j005 = 1310 МПа, что несколько ниже
полученного без применения повторной скоростной закалки
(^о.ооб ~ 1470 МПа).
Свойства сплавов рассматриваемой системы легирования могут
быть существенно улучшены при использовании более совершен-
ных методов выплавки. В частности, применение выплавки в ва-
кууме с использованием более чистых шихтовых материалов позво-
лило повысить предел упругости сплавов 40КХНМ и
40КНХМВТЮ на 10—12 %, а также модуль нормальной упру-
гости и улучшить критерии упругого последействия, но, главное,
повыситьркивучесть заводных пружин. Прирост живучести за-
водных пружин из сплава 40КХНМ составил 90—130 %, а][из
сплава 40КНХМВТЮ ^50 %. Это улучшение свойств авторы
[222] связывают с уменьшением содержания в сплавах газов
(азота) и неметаллических включений.
Глава X
ТЕПЛОСТОЙКИЕ ПРУЖИННЫЕ СПЛАВЫ 1
Сплавы этой группы можно разделить на сплавы повышенной
теплостойкости и сплавы высокой теплостойкости, или жаро-
прочные.
Все эти сплавы кроме обычного для пружинных материалов
комплекса свойств должны быть еще окалиностойкими, так как
развитие процессов окисления при высоких температурах оказы-
вается достаточно интенсивным. Влияние этих процессов осо-
1 Написана совместно с канд. физ-мат. наук Ю. А. Рахштадтом.
??8
бенно важно учитывать для упругих элементов, изготовляемых
из тонких лент или проволок. При анализе комплекса механиче-
ских свойств надо учитывать значительную скорость развития
процессов релаксации и тогда само определение предела упру-
гости — как главного свойства пружинного материала, стано-
вится весьма условным, сильно зависящим от скорости нагруже-
ния. В свою очередь скорость процессов релаксации и ползучести,
имеющих для материалов данной группы решающее значение,
еще в большей степени, чем для материалов предыдущих^классов
и групп, зависит от структурного состояния. Именно структурное
состояние определяет механизм и кинетику этих процессов, за-
висящих от плотности и подвижности дефектов строения —дисло-
каций и вакансий, от уровня, концентрации и закономерностей
изменения действующих напряжений, от степени воздействия
внешней среды.
Возможен ряд механизмов релаксации и ползучести, относи-
тельная интенсивность которых зависит от температуры и вели-
чины напряжений. С повышением температуры механизм этих
процессов изменяется. При невысоких температурах действует
дислокационный механизм с лавинным срывом дислокаций по
теории С. Н. Журкова. При очень высоких температурах (выше
рабочих) для деталей машин и приборов в основном действует диф-
фузионный (вакансионный) механизм, разработанный Набарро
и Херрингом, а в промежуточной температурной области одно-
временно происходит скольжение или переползание дислокаций,
часто совместно со своими атмосферами, скольжение дислокаций
со ступеньками и диффузия возникающих неравновесных вакан-
сий. Таким образом, в этом последнем случае чередуются или
взаимно налагаются процессы скольжения дислокаций и диффу-
зии и, наконец, диффузия по границам зерен и субграницам.
Решающее влияние на процессы ползучести и релаксации при
высоких и промежуточных температурах оказывают явления,
происходящие по границам зерен, по которым наблюдается про-
скальзывание и диффузионная ползучесть по Херрингу и Набарро.
Это объясняется тем, что границы зерен являются в указанном
отношении самыми слабыми звеньями структурного состояния
сплава несмотря на применение специального преимущественного
их легирования. Так, в сплавах на никелевой основе во избежание
проскальзывания в их составе предусмотрено присутствие не-
больших концентраций углерода, создающих тонкие дисперсные
частицы карбидных фаз. В эти же сплавы вводят бор, цирконий
и гафний, которые взаимодействуют с вакансиями по границам
зерен, и тогда здесь уменьшается диффузия под действием тем-
пературы и напряжений. О роли границ зерен свидетельствует,
в частности, и тот факт, что разрушение при усталостных испы-
таниях в условиях высоких температур всегда оказывается интер-
кристаллитным, тогда как при повышенных температурах оно
оказывается в основном транскристаллитным. Именно из-за уси-
339
ления диффузионных процессов по границам зерен перспективным
является получение монокристаллических пружин. Как показано
в работе [223], пружины из сплава инконель 718 и инконель
Х-750 в случае их изготовления из монокристалла (или получения
в процессе их отливки монокристаллическими) обнаружили при
820 °C за 7 ч релаксацию напряжений, равную 10 %, тогда как
обычные пружины из поликристаллических сплавов показали
в тех же условиях испытания снижение релаксируемых напряже-
ний, равное 50 %. Указанные монокристаллические пружины
даже после испытаний при 980 °C снизили релаксируемое напря-
жение на 40 %, т. е. меньше, чем поликристаллические при 820 °C.
Преимущества монокристаллического строения по сравнению
с поликристаллическим выявлены в работе [224] на основе изуче-
ния стали типа Х25Н25Т. После закалки и деформации прокаткой
с обжатием 85 % в стали формировалась текстура, которая для
деформированных монокристаллов была однокомпонентной (ПО)
[112], (ПО) [113], (ПО) [116], или преимущественно однокомпо-
нентной — (ПО) [112] и слабой (НО) [112] и при этом более со-
вершенной по сравнению с поликристаллами. По уровню проч-
ностных свойств после деформации и старения при 500 и 600 °C
поликристаллическая лента отличается повышенным уровнем
упрочнения. Предел упругости оказался на 200—350 МПа, а ми-
кротвердость на 35—60 ед. выше, чем у монокристаллической.
Как это и следовало ожидать, релаксационная стойкость ленты
из монокристаллов (за исключением одной из них) оказалась
намного выше, чем поликристаллической. Так, после старения
при 600 °C релаксируемое напряжение (ог/о0) • 100 % за 100 ч
при 450 °C и о0 = 870 МПа составило на монокристаллической
ленте 78 % от исходного напряжения, а на поликристаллической
35 %; при 500 °C преимущество первой ленты становится еще
большим. Хотя на одном из монокристаллов, отличающимся не-
сколько иной текстурой, чем другие, релаксационная стойкость
оказалась несколько ниже, чем у поликристалла, но это является
исключением из общей закономерности. Установленная авторами
лучшая релаксационная стойкость монокристаллических образ-
цов является следствием уменьшения вклада границ зерен в про-
цесс деформации при нагреве. Несомненно, что использование
монокристаллических заготовок является перспективным направ-
лением повышения свойств пружинных сплавов при нагреве.
Кроме указанных выше направлений улучшения свойств жа-
ропрочных сплавов путем воздействия на состояние границ твер-
дого раствора, для достижения высокой прочности при высоких
температурах, как установлено С. Б. Масленковым, объемная
доля выделений избыточной фазы должна быть максимальной (20 —
30 %), а расстояние между частицами этой фазы ~50 нм. При этом
для обеспечения структурной стабильности несоответствие перио-
дов решетки матричной и упрочняющей фаз не должно быть более
1 %. В то же время частицы упрочняющей фазы не должны быть
340
хрупкими для предотвращения возникновения трещин на границе
фаз, поэтому они должны допускать частичное прохождение
дислокаций.
Таким образом, применение пружин из обычных поликристал-
лических сплавов ограничено температурой, при которой еще
сильно не ускоряются диффузионные процессы, особенно по гра-
ницам зерен под действием напряжений, или при которой проч-
ность по границам еще сильно не снижается.
В практике применения пружинных сплавов при повышенных
или высоких температурах допустимы лишь стадии I и II ползу-
чести. Упругие чувствительные элементы могут эксплуатироваться
лишь на стадии логарифмической ползучести, т. е. на стадии II.
Деформация, накапливаемая на стадии I ползучести или на на-
чальной стадии ускоренной релаксации, обычно наблюдается при
термостабилизации упругих и упругих чувствительных элементов
и поэтому не определяет деформации, возникающей во время
службы этих деталей.
Для изготовления упругих элементов, работающих при высо-
ких температурах (как и для работы при более низких темпера-
турах), наиболее приемлемы дисперсионно-твердеющие сплавы.
Из указанных сплавов изготовляют упругие элементы сложной
формы (гофрированные мембраны, сильфоны и др.) методами штам-
повки предварительно закаленных на твердый раствор заготовок,
а затем уже подвергают их окончательной упрочняющей обра-
ботке— старению. Для упругих элементов простой конфигура-
ции также целесообразно использовать сплавы этого же типа,
но с применением для более высокого упрочнения методов термо-
механической обработки. Однако независимо от принятых мето-
дов обработки подобных сплавов их режимы должны обеспечивать
минимум структурных изменений в изделиях в условиях эксплуа-
тации, чтобы не было заметного роста частиц упрочняющих фаз,
которые должны быть дисперсными и равномерно распределенными
в объеме зерен матричной фазы, не наблюдалось роста этих зерен,
не образовывались охрупчивающие фазы во избежание резкого
падения пластичности. Важно также, чтобы частицы упрочня-
ющих фаз не изменяли своей атомной структуры — степени
упорядочения и энергии антифазных границ под действием дисло-
каций и диффузии вакансий, так как эти границы в основном
препятствуют движению дислокаций через частицы указанных
фаз. Естественно, что состав сплава должен быть выбран таким
образом, чтобы максимально уменьшить подвижность вакансий
и дислокаций путем роста энергии связи с ними и повысить проч-
ность межатомной связи.
1. ПРУЖИННЫЕ СПЛАВЫ ПОВЫШЕННОЙ ТЕПЛОСТОЙКОСТИ
К первой подгруппе теплостойких сплавов относят аустенит-
ные стали и сплавы. Максимальный температурный интервал их
службы не превышает 500 °C. Обладая повышенной теплостой-
341
костью, они являются также коррОзионностойкимй, особенна
в окислительных средах, хотя некоторые из них (например,
40ХНМЮД) оказываются стойкими и в серной кислоте. Сплавы
этой группы в свою очередь можно разделить на упрочняемые
дисперсионным твердением и НТМО и на упрочняемые НТМО
или деформационно-стареющие.
К первой подгруппе относятся рассмотренные выше аустенит-
ные сложнолегированные сплавы на основе системы Fe—Ni—Сг:
Рис. 176. Изменение релак-
сационной стойкости стали
10Х11Н23ТМР за 100 ч:
а — при 600 °C в зависимо-
сти от времени старения при
температурах:
1 — 600 °C; 2 — 700 °C; 3 —
750 °C, То == 300 МПа; б —
в зависимости от степени хо-
лодной деформации при тем-
пературах испытания: 1 —
400 °C, То = 450 МПа; 2 —
500 °C, То = 450 МПа; 3 —
700 °C, То = 330 МПа. Тер-
мическая обработка по оп-
тимальному режиму
36НХТЮМ5, 36НХТЮ8, типа Х13Н36ТЗМ5ВЗЮР * и
03Х17Н40МТЮБР (ДИ49\, коррозионностойкие и теплостойкие
до 400—450 °C, а также теплостойкие сплавы несколько иного
состава, но на основе той же системы Fe—Ni—Сг: 10X11H23T3MP,
ХН35ВТЮ (ЭИ787) и 40ХНТЮМД (ЭП543). Известные зарубеж-
ные сплавы А286 (Х15Н26М), W545, инколой 901 и другие не пред-
ставляют интереса ни по системе легирования, ни по процессам
структурных превращений, ни по уровню свойств, и поэтому здесь
не рассматриваются.
Наибольший интерес из последней группы сплавов представ-
ляет сталь 10X11H23T3MP как относительно наименее легиро-
ванная и в то же время обладающая повышенной теплостойкостью
(до 600 °C), особенно после НТМО и стабилизирующей обработки.
По данным 3. М. Рулиной, релаксационная стойкость этой стали
при 500 °C выше, чем 36НХТЮМ8. Сталь 10X11H23T3MP имеет,
согласно ГОСТ 5632—72, следующий состав: <0,1 % С; <0,6 %
Si; <0,6 % Мп; 10—12,5 % Сг; 21—25 % Ni; 1,0—1,6 % Мо;
2,6—3,2 % Ti; <0,8 % Al и <0,02 % В (по расчету). Структура
342
ТАБЛИЦА 43. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА СТАРЕНИЯ
НА РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ ПРУЖИН
ИЗ СТАЛИ 10X11H23T3MP [225]
Температура старения, °C Длительность старения, ч Остаточное напряжение Ту, МПа, при заневоливании и испытании:
650 °C, 10 ч (Тн = 600 МПа) 600 °C, 2000 ч (То = 300 МПа)
650 10 365 220
700 5 420 260
700 10 400 200
700 20 420 200
730 16 365 220
775 16 320 220
Примечание. т0 — начальное напряжение; Ту — остаточное напряжение
после испытания (или заневоливания); тн — начальное напряжение при заневоливании.
этой стали после закалки представляет собой однородный у-твер-
дый раствор, в котором видны двойники, частицы карбидов титана
и боридной фазы типа 7И3В2 [225].
После старения при 650—700 °C из твердого раствора выде-
ляется у'-фаза (Ni3Ti), что обеспечивает упрочнение стали. Макси-
мальное количество у'-фазы выделяется после старения при 750 —
850 °C. По данным 3. М. Рулиной, она составляет 4,5—5,0 %.
Наибольшая релаксационная стойкость стали 10X11H23T3MP
при исходном закаленном состоянии достигается после старения
при 700—750 °C, 5 ч (рис. 176). В этом случае исходное напряже-
ние т0 = 300 МПа после испытаний при 600 °C, 100 ч снижается
до 240 МПа. Однако наивысшая релаксационная стойкость до-
стигается после НТМО (закалка с 1100 °C, холодная пластическая
деформация 20 %, являющаяся оптимальной 1 и старения. Сле-
дует заметить, что изменение продолжительности старения при
700 °C от 5 до 20 ч относительно мало влияет на релаксацию на-
пряжений, тогда как при более низкой или высокой температуре
старения релаксация усиливается (табл. 43). Оптимальный режим
старения 700 °C, 5 ч. В этом случае исходное напряжение т0 =
= 600 МПа после испытания при 600 °C, 100 ч снижается до
260 МПа, т. е. значительно меньше, чем после закалки и старения.
Высокая релаксационная стойкость пружин из стали
10X11H23T3MP достигается лишь после специальной стабилизи-
рующей обработки (табл. 44) и использования никелевого покры-
тия для уменьшения окисления при повышенных температурах
нагрева.
Применение НТМО позволяет не только повысить релаксацион-
ную стойкость, но и увеличить общий уровень упрочнения (см.
1 При использовании стали 10X11H23T3MP для пружин, работающих
при 400—50Q °C, степень деформации может быть увеличена до 40%.
ТАБЛИЦА 44. РЕЖИМ СТАБИЛИЗАЦИИ ПРУЖИН
ИЗ СТАЛИ 10X11H23T3MP [225]
(Да/ао)-Ю0%
за период, ч
е, %,
при
НТМО
Режим предварительной
стабилизации
100 200 300
40
40
20
20
20
670—680
650—670
620—650
620—650
620—650
500—550
550—580
650—700
720
720
25
25
15—20
4
14
9—11
15—17
24—26
36—38
51—53
400
500
600
650
700
600
550
480
400
305
510 I 1 1
450 I 1 1
370 1 1 1
300 2,5 3,5 4
200 5,0 9,0 11
рис, 176) тем в большей мере, чем выше степень пластической
деформации, что важно для использования пружин из стали
10X11H23T3MP при кратковременном нагружении.
Структурные исследования показали, что старение при 700 °C
после деформации приводит к развитию непрерывного механизма
распада с выделением частиц у'-фазы 1 . В процессе стабилизи-
рующего нагрева при 650 °C в поле напряжений (после основного
старения при 700 °C) происходит дополнительный распад твердого
раствора в основном по типу непрерывного, а частично и пре-
рывистого механизма, причем с повышением температуры старе-
ния до 775 °C растет объемная доля прерывистого выделения.
В случае образования зон прерывистого распада снижается ре-
лаксационная стойкость стали. Причина пониженной теплостой-
кости в сплавах со структурой прерывистого распада обсуждалась
выше.
В случае, если стабилизирующий нагрев осуществляли без
приложенной нагрузки, зон прерывистого выделения не наблю-
дается [225]. Таким образом, поле напряжений, возникшее
в сплавах под действием приложенной нагрузки, стимулирует
развитие прерывистого механизма распада,
Лучшей релаксационной стойкостью при нагреве обладает
сталь типа 10Х15Н27ТЗМР [2261, относящаяся к тому же струк-
турному классу, что и 10X11H23T3MP.
Оптимальная температура закалки этой стали 1050—1100 °C,
а режим старения ступенчатый — сначала при 750 °C, 5 ч, а затем
при 650 °C, 5 ч. В процессе указанного старения из аустенита до-
статочно полно выделяется у'-фаза, или p-Ni3Ti. На рис. 177 пока-
зана зависимость предела упругости (при кручении) от темпера-
* В работе [225] у'-фаза обозначается p-Ni3Ti.
344
туры старения после закалки и после деформации. Можно видеть
положительный эффект от НТМО. Однако изменение предела
упругости при нагреве для стали после НТМО больше, но все же
достаточно повышенный предел упругости сохраняется при на-
греве до 400 °C. Модуль сдвига при нагреве снижается по линей-
ному закону до 700 °C примерно на 25 % по сравнению с его
исходным значением при 20 °C. Применение НТМО существенно
уменьшает прямое и обратное упругое последействие стали
Рис. 177. Зависимость предела упругости стали~10Х15Н27ТЗМР
от степени деформации после закалки (а) и изменение предела
упругости в зависимости от температуры испытания (б):
1 — закалка + старение (без деформации); 2—4 — то же, но
с деформацией перед старением, %: 2 — 10; 3—30; 4—60
10Х15Н27ТЗМР при 20 °C. Однако при нагреве^за счет метаста-
бильности структурного состояния упругое^последействие резко
растет, что следует учитывать в случае использования стали для
упругих элементов —датчиков.
По данным 3. М. Рулиной, в пружинах из стали этого типа
после закалки, деформации с обжатием 30 % и старения при
700 °C, 5 ч в процессе испытаний при 600 °C (при соответству-
ющей стабилизации) релаксируемое напряжение снижается
с т0 = 600 до 480 МПа за 200 ч, тогда как на стали 10X11H23T3MP
при тех же условиях испытаний исходные напряжения снизились
до 460 МПа.
Эти данные характеризуют сталь типа 10Х15Н27ТЗМР как
достаточно теплостойкую, обладающую также хорошей корро-
зионной стойкостью. К этой же группе может быть отнесена и
сталь ХН35ВТЮ (ЭИ787). Пружины из этой стали могут работать
при 500 °C. При более высоких температурах службы (600—
650 °C) пружины склонны к замедленному разрушению.
345
Стали второй подгруппы, упрочняемые НТМО или деформа-
ционно-стареющие, можно разделить на стареющие после дефор-
мации с выделением интерметаллидных и с выделением карбид-
ных фаз.
Деформационно-стареющие стали с выделением интерметал-
лидных фаз подробно изучены в работах В. Р. Бараза и С. В. Гра-
чева. К ним относятся стали типа Х15Н20Т2 и 06Х15Н20М2Т2
(ЗИ97), поведение которых
в условиях деформации ав-
торы указанных работ сра-
Рис. 178. Влияние степени пластиче-
ской деформации на ав и ф проволоки
из сталей Х15Н20 (/), Х15Н20Т2 (2),
06Х15Н20М2Т2 (3) и 12Х18Н10Т (4)
[227]
Рис. 179. Влияние температуры
старения на изменение предела
упругости а0 03 аустенитных
сталей типа ’Х15Н20 (/);
Х15Н20Т2 (2), 06Х15Н20М2Т2
(3) и 12Х18Н10Т (4)
впивают со сталями типа Х15Н20, т. е. основы первых двух,
и со сталью 12Х18Н10Т как широко известной [227]. Стали
с 15 % Сг и 20 %1 Ni в отличие от последней характери-
зуются высокой стабильностью аустенита, ^который в отличие
от стали 12Х18Н10Т не претерпевает у -> a-превращения даже
после очень высоких степеней обжатия. Условие структурной
стабильности основной аустенитной фазы является необходимым
для обеспечения повышенной релаксационной стойкости при
нагреве. Стали типа 15-20 обнаруживают достаточно сильное
деформационное упрочнение (рис. 178) после закалки с 1100 °C.
При этом все стали этого типа не различаются по степени упроч-
нения, поскольку введение титана или титана и молибдена не
сказывается на энергии дефектов упаковки. Степень упрочнения
стали 12Х18НЮТ, естественно, больше, чем сталей типа 15-20,
346
из-за меньшей энергии ДУ и образования а-фазы. При последу-
ющем старении на сталях типа 15-20 упрочнение повышается,
по очень мало, поскольку одновременно с выделением интерме-
галлидных фаз типа Ni3Ti в сталях, содержащих титан (а в сталях
с молибденом, возможно, и Fe36Cr12Mo10), происходит уменьшение
плотности дислокаций. Несмотря на процессы их перераспреде-
ления, которые облегчены в сталях с повышенной энергией ДУ
(по данным А. А. Перебоевой х) энергия ДУ этой стали 25 —
30 эрг/см2. Увеличение плотности дислокаций приводит к раз-
упрочнению. Роль упрочнения за счет выделяющихся интерме-
таллидных фаз отчетливо видна при сопоставлении сталей с тита-
ном и без титана (рис. 179) [228]. Роль выделяющихся в этих
сталях частиц карбидов типа /И23С6, по-видимому, очень мала.
Сталь 12Х18Н10Т обнаруживает наиболее заметное возраста-
ние прочности, связанное с выделением карбидов типа /И23С6.
По-видимому, упрочняющее влияние выделения этих карбидов
наиболее сильно проявляется именно в стали 12Х18Н10Т из-за
присутствия в ее структуре мартенсита деформации. Однако
в этой стали при нагреве интенсивно развиваются процессы раз-
упрочнения вследствие коагуляции карбидов и, возможно, обрат-
ного а -> у-превращения. Процессы аннигиляции и перераспре-
деления дислокаций по типу полигонизации протекают в этой
стали очень замедленно из-за сниженной энергии ДУ. Как пока-
зывают результаты испытаний с определением релаксационной
стойкости, наибольшей стабильностью структуры при нагреве
обладает сталь 06Х15Н20М2Т2 (рис. 180). Важно, что модуль
нормальной упругости этой стали практически линейно пони-
жается с повышением температуры до 600 °C [228]. Сталь типа
06Х15Н20М2Т2 (т. е. ЗИ97) обладает хорошей релаксационной
стойкостью при 400 °C и по этой характеристике, а также по проч-
ности, как указано в [227, 228], не уступает более высоколегиро-
ванным 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8, тогда как сталь 12Х18Н10Т
оказывается релаксационно стойкой лишь до 300 °C. Как пока-
зано в [229], релаксационная стойкость этой стали может быть
повышена при дополнительном ее легировании ~2 % Si (сталь
12Х18Н10С2), но выше 300 °C из-за повышенной метастабильности
структуры она оказывается все же низкой вследствие развития
структурного механизма релаксации.
Сталь 06Х15Н20М2Т2, обладающая высокой теплостойкостью,
одновременно имеет и хорошую коррозионную стойкость в 3 %-ном
растворе NaCl, лучшую, чем стали 12Х18Н10Т и 12Х18Н10С2.
К другой подгруппе теплостойких сталей также деформационно-
(тареющих, но с выделением карбидов, относится сталь
13Х18Н10ГЗС2М2 (ЗИ98), в которой по сравнению со сталью
1 Перебоева А. А. Влияние термомеханической обработки на структуру
и свойства теплостойких пружинных сталей на аустенитной основе. Автореф.
канд. дис. Свердловск, 1978.
347
12Х18Н10 повышена устойчивость аустенита и снижена энергия
ДУ за счет введения марганца, а стабильность структурного со-
стояния увеличена от введения кремния и особенно молибдена.
» Как показано А. А. Перебоевой, для стали 13Х18Н10ГЗС2М2
(ЗИ98) характерна^значительно
Рис. 180. Влияние температуры
старения на релаксационную стой-
кость аустенитных сталей при тем-
пературах 300 (штриховые) и 400 °C
(сплошные линии), выдержка 10 ч:
1 - 06Х15Н20М2Т2; 2 — Х15Н20Т2
3 — Х15Н20; 4 — 12Х18Н10Т [227]
более низкая энергия ДУ (5 —
10 эрг/см2), чем для стали
06Х15Н20М2Т2 (ЗИ97), что оп-
ределяет в известной степени
ее более значительное упроч-
нение в результате холодной
во,оз ? ^77/7
сост.
Рис. 181. Влияние температуры ста-
рения на изменение предела упру-
гости и числа гибов ленты из стали
13X18H10T3C2M2 (/) и 12Х18Н10Т
(2) [231]
пластической деформации после предварительной закалки
с 1060—1070 °C, выдержка 1 ч с охлаждением в воде. Кроме
влияния энергии ДУ определенную роль играет и выделе-
ние частиц кубического карбида Л423С6 в процессе самой дефор-
мации, а также формирование аксиальной текстуры преимуще-
ственно (111) при слабой ее компоненте (112) [230].
Из-за более низкой энергии ДУ, определяющей формирова-
ние дислокационной структуры и указанной текстуры, а также
выделения частиц карбидов упрочнение стали ЗИ98 значительно
348
выше, чем ЗИ97. Так, по данным А. А. Перебоевой, временное со-
противление после деформации с обжатием 90 % составляет для
первой стали ~2000 МПа, а для второй 1400—1450 МПа. С уве-
личением степени деформации снижается модуль нормальной упру-
гости и возрастает дефект модуля. При последующем старении
возрастает модуль нормальной упругости и уменьшается дефект
модуля, упрочнение увеличивается. По данным [231 ], максимум
предела упругости отвечает температуре старения 5000 °C, вы-
держка 1 ч (рис. 181). Этой же температуре старения отвечает и
более высокая релаксационная стойкость стали ЗИ98 при 400 °C
за 20 ч. (сгг/су0) • 100 % - 80 %, а стали 12Х18Н9Т (от-
пуск при 450 °C) (суг/су0) • 100 % = 40 %. Упрочнение стали
ЗИ98 при последеформационном старении связано с выде-
лением кубического карбида ТИ23С6 и с изменением субструк-
туры.
Как показано в [232], у стали типа 20Х18Н10ТЗС2М2 в районе
температур старения 500 °C период решетки аустенита изменяется
мало, что свидетельствует об относительно небольшом количестве
выделяющихся карбидов, тогда как их максимальное выделение
отвечает температуре 700 °C. Та же закономерность будет и в стали
ЗИ98, отличающейся от ЗИ97 несколько меньшим содержанием
углерода.
По данным А. А. Перебоевой, релаксационная стойкость стали
ЗИ98 практически аналогична стойкости стали ЗИ97, во всяком
случае до 450 °C. Однако при температуре выше 500 °C релакса-
ционная стойкость стали с интерметаллидным упрочнением при
старении (ЗИ97) оказывается выше, чем стали с карбидным упроч-
нением при старении (ЗИ98), что объясняется большей стабиль-
ностью структурного состояния из-за меньшей склонности к коагу-
ляции частиц интерметаллидов и более интенсивного перераспре-
деления дислокаций вследствие повышенной энергии ДУ и об-
разования полигональной субструктуры, к тому же закрепленной
указанными частицами. При температуре выше 500 °C релакса-
ция напряжений в обеих сталях оказывается настолько высокой,
что исключает возможность их применения для упругих элемен-
тов, работающих при нагреве.
Сравнительное исследование коррозионной стойкости сталей
ЗИ98 и ЗИ97 показало, что по этому показателю они достаточно
близки между собой и не уступают стали 12Х18Н10Т. Учитывая,
что лучшие механические свойства аустенитные стали ЗИ98
и ЗИ97 приобретают после деформации и старения, их целе-
сообразно применять для пружин относительно простой формы,
поскольку при их изготовлении допустимы лишь небольшие тех-
нологические деформации при навивке, несложной гибке и т. п.
Эго, естественно, ограничивает применение подобных сплавов
|ля изготовления пружин.
349
2. ПРУЖИННЫЕ СПЛАВЫ
ВЫСОКОЙ ТЕПЛОСТОЙКОСТИ (ЖАРОПРОЧНОСТИ)
К этой группе относятся сплавы, обеспечивающие возмож-
ность работы упругих элементов при температуре выше 500 °C.
В настоящее время для изготовления пружин и других упру-
гих элементов, работающих при высоких температурах, исполь-
зуют сплавы на основе системы никель—хром. Эти сплавы —типа
нимоник разного состава —обычно содержат титан и алюминий,
или ниобий и, как показано особенно в последние годы, образуют
частицы упрочняющей фазы типа Ni3 (Ti, А1)_или КЧ3КтЬ’соответ-
ственно, которые обычно когерентно связаны с у-твердым раство-
ром, по отношению к которому они имеют весьма низкую меж-
фазную энергию, что важно длпрослабления тенденции к росту
этих частиц. Наконец, в составе многих сплавов этого типа при-
сутствуют тугоплавкие компоненты, уменьшающие скорость диф-
фузионных процессов, а также часто кобальт, снижающий энер-
гию ДУ и тем самым увеличивающий расщепление дислокаций
и, следовательно, затрудняющий их поперечное скольжение и
переползание. Для упрочнения границ вводят адсорбционно-
активные компоненты — бор, цирконий, гафний, кальций и р. з. м.
которые кроме эффектов связывания легкоплавких и других
примесей уменьшают скорость диффузионных процессов в этих
зонах. Естественно, что для уменьшения влияния процессов,
происходящих по границам зерен, в процессе обработки сплавов
нецелесообразно получать очень мелкое зерно.
Во многих случаях пружинные сплавы рассматриваемой группы
также должны быть коррозионностойкими (преимущественно
в окислительных средах). Присутствие в таких сплавах 15—20 %
Сг обеспечивает хорошую окалиностойкость, но в окислительных
средах типа концентрированной азотной кислоты может на-
блюдаться перепассивация. Она не наблюдается лишь в сплавах
с очень высокой концентрацией хрома (например, 47ХНМ) или
в сплавах с ниобием и особенно танталом (сплав ЭП557). Присут-
ствие в сплавах титана, вводимого для образования частиц упроч-
няющих фаз, не устраняет перепассивации. Поэтому, а также и
по уровню достигаемых свойств перспективными для применения
в качестве пружинного материала являются сплавы на базе си-
стемы Ni—Сг—Nb. Кроме того, целесообразность легирования
сплавов системы Ni—Сг ниобием подтверждается еще тем, что
этот компонент, как впрочем и р. з. м., повышает прочность за-
щитных окисных пленок, что затрудняет опасность их поврежде-
ния под действием напряжений; в присутствии ниобия наблюдается
самопассивация. Все эти факторы определяют повышенное со-
противление таких сплавов коррозионному растрескиванию, что
имеет важное значение для эксплуатации упругих элементов.
Из пружинных сплавов системы Ni—Сг—Nb в нашей стране
нашли применение 70НХБМЮ и 52НКХБМЮ, а на основе
350
системы Ni—Сг—Ti—А1 — сплавы ХН77ТЮР (ЭЙ437В),
ХН68ВКТЮ (ЭП578), ХН67ВМТЮ (ЭП202). За рубежом для
подобного назначения используют сплавы:
инконель X: 0,04 % С; 15 % Сг;0,9 % Nb; 2,5 % Ti; 1 % Al;
0,005 % В; ост. Ni;
рене 41: 0,09 % С; 19 % Сг; 11 % Со; 10 % Мо; ,3,1 % Ti;
1,5 % Al; 0,019 % В; ост. Ni;
инконель 718: 0,04 % С; 18—19 % Fe; -19 % Сг; -3 % Мо;
5—5,2 % Nb; 0,8 % Ti; 0,6 % Al; ост. Ni;
удимет 630: <0,04 % С; 17,5 % Fe; 17 % Сг; 3,1 % Мо; 3 % W;
6 % Ni; 1,1 % Ti; 0,6 % Al; 0,005 % В; ост. Ni;
нимоник 90: <0,07 % С; 19,5 % Сг; 16,5 % Со; 2,4 % Ti;
1,5 % Al; 5 % Fe; добавки В и Zr; ост. Ni.
Сплав инконель X имеет при 20 °C относительно невысокие
свойства: ап = 1200 МПа, о0,2 = 850 МПа; о0,оо5 = 630 МПа,
которые могут быть несколько повышены в результате двойного
старения. Сплав инконель X применяется для пружин, работа-
ющих кратковременно до 600 °C, хотя его релаксационная стой-
кость удовлетворительна только до 500 °C. Более высоколеги-
рованный сплав рене 41 применяется для изготовления упругих
элементов, работающих кратковременно до 600—700 °C. При
20 °C ав - 1330 МПа, о0,2 - 980 МПа; при 700 °C о0,2 - 880 МПа.
Сплав инконель 718 при 20 °C имеет ав = 1500 МПа и о0,2 =
1250 МПа, а при 650 °C ов = 1200 МПа и cr0j2 = 1000 МПа.
После нагрева выше 650 °C прочность этого сплава резко сни-
жается.
Сплав удимет 630 характеризуется следующим уровнем
свойств при 20 °C: ов = 1640 МПа, а0>2 = 1480 МПа; при 538 °C
= 1490 МПа, сг0,2 = 1315 МПа, 6 = 16 %; он может быть
использован до 540 °C.
Пружинные сплавы на основе системы Ni—Сг—Ti—Al. К этой
группе сплавов относятся сплавы типа нимоник и среди них
в первую очередь ХН77ТЮР (<0,06 % С; 18—22 % Сг; 0,55—
0,95 % А1; 2,3—2,7 % Ti и добавки бора). Этот сплав широко
используется в промышленности как жаропрочный материал
спя изготовления разнообразных деталей машин и конструкций,
работающих при нагреве. Сплав ХН77ТЮР упрочняется после
шкалки с 1080 °C с охлаждением на воздухе. По данным [233],
после закалки с 1150 °C и старения при 700 °C ао,оз = 800 МПа.
Режим закалки определяет свойства, получаемые при после-
дующем старении (рис. 182). В процессе старения из у-твердого
раствора выделяется у'-фаза, количество которой и состав зависят
от температуры и длительности старения. На рис. 183 представ-
лена температурная область выделения у'-фазы.
По данным Г. В. Эстулина, фаза у' [Ni3 (Ti, Al)] в основном
обогащена титаном (12—16 % против 2,5—3 % в твердом рас-
творе), и в меньшей степени — алюминием (до 2,3 %), но резко
обеднена хромом (до 1—4 % против 19—20 % в твердом растворе).
351
Типичный режим старения для сплава ХН77ТЮР: нагрев 750 °C,
выдержка 16 ч. Однако после закалки и старения уровень свойств
сплава при 20 °C невысок: ов = 950 МПа, о0}2 = 750 МПа и НВ
ИМ
нв
зОО
275
250
1000 1100 1200 1000 1100 1200 1000 1100 1200
Температура закалки, °C
Рис. 182. Влияние температуры закалки на механические свойства при 20 °C и на время
до разрушения сплава ХН77ТЮР после старения при 750 °C, 16 ч. Цифры у точек: про-
должительность выдержки при температуре закалки (Ф. Ф. Химушин)
260; кратковременная прочность сплава при 600, 700 и 800 °C
равна соответственно 950, 850 и 560 МПа. Как показано на рис. 184,
при температуре выше 650—700 °C время до разрушения сплава
1000
900
£000
ООО । 11 111 । 11111 । 11 i il । 11 111 । 111
^700\-
^500 к
£
1О~7 1,0 10 10z 103 1ОЧ
Врем л, ч
Рис. 183. Температура образования и вы-
деления у'-фазы в сплаве ХН77ТЮР (2,3 %
Ti) в зависимости от продолжительности
старения: ВГ — начало образования зон
предвыделения у'-фазы по границам зерен;
Л Б — начало обособления у'-фазы (нару-
шение когерентности) у границ зерен
(М. В. Приданцев)
Рис. 184. Жаропрочные свойства спла-
ва типа ХН77ТЮР (М. В. Приданцев)
резко сокращается. Из приведенных данных следует, что сплав
ХН77ТЮР по прочностным свойствам и в указанном структурном
состоянии непригоден для изготовления упругих элементов.
Сплав ХН77ТЮР можно применять для изготовления упругих
£
352
элементов только после термомеханической обработки, преиму-
щественно НТМО, заключающейся в закалке, холодной пласти-
ческой деформации и старении. Как показано М. Л. Бернштейном
[134], в результате холодной пластической деформации сплав
ХН77ТЮР сильно упрочняется, что объясняется не только из-
мельчением субструктуры (уменьшение областей когерентного>
рассеяния), но и распадом твердого раствора с выделением упроч-
няющей фазы, а также образованием, правда при больших обжа-
Рис. 185. Изменение электросопротивления и твердости сплава ХН77ТЮР после
закалки с 1080 °C на воздухе и старения с различной продолжительностью при
700 °C:
сплошные линии •— деформация прокаткой, штриховые — волочением
тиях, кристаллической текстуры. Интенсивный распад твердого
раствора происходит в процессе старения при 500—700 °C, наряду
с ним восстанавливается К-состояние, разрушенное в процессе
деформации (рис. 185). После очень длительного старения при
650—750 °C сильнодеформированного сплава наблюдается про-
цесс рекристаллизации, и поэтому эффект упрочнения при старе-
нии оказывается стабильным лишь после относительно невысо-
ких обжатий (рис. 186).
Исследование сплава ХН77ТЮР как пружинного материала
проведено В. Р. Баразом, С. В. Грачевым и Д. П. Родионовым.
Авторы показали, что в процессе холодной пластической дефор-
мации с увеличением степени обжатия до 50 % в условиях про-
катки заметно повышается предел упругости, тогда как при даль-
нейшем росте обжатия (до 90 %) прирост предела упругости не-
значителен, хотя твердость продолжает возрастать. При обжатии
ГО % в ленте отмечается сильная аксиальная текстура (112)—
12 Рахштадт А. Г. 353
(113), которая при обжатии ~70 % превращается в текстуру
типа (НО) (112)—(НО) (113). При последующем старении предел
упругости и твердость сильно увеличиваются, причем с повыше-
нием степени обжатия растет абсолютная величина упрочнения
Температура старения, °C
Рис. 186. Зависимость предела текучести (а) и предела пропорционально-
сти (б) термомеханически упрочненного (волочением) сплава ХН67ВМТЮ
от температуры заключительного старения; испытания на кручение
(М. Л. Бернштейн). Волочение (X, %):
1 — 75; 2—50; 3 — 25; 4 — стандартная термическая обработка
и снижается температура, отвечающая его максимальному зна-
чению (рис. 187). Видно, что в условиях кратковременного на-
гружения при нагреве сплава выше 700 °C уже отмечается разу-
Температрра старения, °C
Рис. 187. Влияние температуры старения на изменение предела упругости
(а) и релаксационную стойкость (б) сплава- ХН77ТЮР:
1 — закаленное состояние; 2, 3 — деформация 50 и 90 % соответственно.
Температура релаксации 500 °C, продолжительность 20 ч [233]
Относительно стабильным оказывается упрочнение, полученное
в результате НТМО (обжатие 50 %) и старения при 600 °C в усло-
виях релаксации напряжений при 500 °C. Однако после более вы-
сокого обжатия (90 %) релаксационная стойкость в связи с мета-
стабильностью структуры оказывается очень низкой, что исклю-
354
чает применение НТМО с таким обжатием для пружин, работа-
ющих при нагреве (рис. 187).
Авторы цитируемой выше работы [233] с использованием
метода планируемого эксперимента более подробно изучили влия-
ние степени обжатия (60, 70 и 80 %) на релаксационную стойкость
при 500 °C и предел упругости сплава ХН77ТЮР в зависимости
от температуры старения. Наибольшая релаксационная стойкость
получена на сплаве ХН77ТЮР после деформации с обжатием
60 % и старения при 550 °C, а максимальный предел упругости —
после обжатия 80 % и старения при 600 °C.
Рис. 188. Зависимость пределов пропорциональности (а) и текучести (б)
от степени холодной пластической деформации при ТМО сплава ХН67ВМТЮ.
Цифры на кривых — температура испытания на кручение
Более высокая стабильность упрочнения получена на сплаве
ХН67ВМТЮ, отличающимся от сплава ХН77ТЮР легированием
такими тугоплавкими компонентами, как вольфрам и молибден
(<0,08 % С; 17—20 % Сг; 1,0—1,5 % А1; 2,2—2,8 % Ti; 4—5 %
Мо; 4—5 % W; <4 % Fe; <0,01 % Се, <0,01 % В).
По данным [134], у проволоки из сплава ХН67ВМТЮ после
закалки с 1150 °C и старения при 750 °C, 6 ч, когда выделяется,
правда более медленно, но та же упрочняющая у'-фаза, что и
в сплаве ХН77ТЮР, и о0>2 равны соответственно 1250 и 820 МПа.
Упрочнение сплава возрастает тем в большей степени, чем выше
степень обжатия после закалки. Так, после закалки, деформации
с обжатием 50 % и старения при 700 °C, 7 ч огв и о0}2 соответственно
равны 1850 и 1780 МПа. На рис. 188 показана зависимость преде-
лов пропорциональности и текучести от температуры старения
сплава ХН67ВМТЮ, а в табл. 45 приведены оптимальные режимы
обработки, обеспечивающие наибольшую релаксационную стой-
кость. Эти данные показывают возможность применения пружин
из сплава ХН67ВМТЮ при температурах 500—700 °C.
Релаксационная стойкость сплава ХН67ВМТЮ, по данным
[234], близка к нимонику 90. Снижение усилия в образцах из
этого сплава при 600 °C составило около 19 %, а при 800 °C —
около 27 %.
12*
355
ТАБЛИЦА 45. РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ.
ОБЕСПЕЧИВАЮЩИЕ НАИБОЛЬШУЮ РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ
СПЛАВА ХН67ВМТЮ ЗА 100 Ч ПРИ 500—700 °C [134]
Режим обработки ^ИСП’ °C Т0, МПа (е^//)«100% в течение, ч
6 12 25 100
НТМ0\ закалка с 1150 °C, воздух, волочение с обжатием 50%, старение 650 °C, 6 ч 500 800 12,0 12,3 12,6 17,1
НТМО'. закалка с 1150 °C, воздух, волочение с обжатием 25%, старе- ние 750 °C, 6 ч 600 600 18,5 18,7 20,2 23,5
Обычная термическая обработка', за- калка с 1200 °C, старение 800 °C, 6 ч 700 500 24,7 25,0 26,7 37,2
Модуль нормальной упругости при нагреве до 600 °C понизился
от 210 000 до 170 000 МПа, а при 800 °C — до 150 400 МПа.
К этой же группе может быть отнесен и сплав ХН68ВКТЮ
(ЭП578) (см. табл. 30), специально разработанный для упругих
элементов [466], в котором упрочняющий эффект старения выра-
жен в более сильной степени, чем в предыдущих сплавах. Это
объясняется выделением большего количества упрочняющей у'-
фазы, поскольку присутствующие в составе сплава кобальт и
вольфрам уменьшают ее растворимость в у-твердом растворе. Эти
элементы входят в состав у'-фазы, но в большей степени после
старения остаются в у-твердом растворе, уменьшая (особенно
вольфрам) диффузионную подвижность благодаря более сильной
связи с вакансиями. Состав у'-фазы может быть представлен как
(Ni, Со)3 (Ti, Al, W); период ее кристаллической решетки нахо-
дится в интервале 0,3586—0,3592 нм.
В закаленном состоянии (оптимальный режим: закалка
с 1150—1160 °C, охлаждение в воде) структура рассматриваемого
сплава — однородный у-твердый раствор. Свойства закаленного
сплава, так же как и после упрочняющей обработки, особенно его
пластичность, зависят от метода выплавки. По данным В. А. Бо-
рисова, А. Л. Шпицберга и И. Б. Колачева, лучший комплекс
свойств достигается после вакуумно-дугового переплава (ВДП).
В этом случае сплав после закалки имеет ав = 780 МПа, о-0,2 =
= 430 МПа, 6 = 52 % и HRC 18. Лучший комплекс прочностных
свойств сплава ХН68ВКТЮ независимо от того, будет сплав
в исходном состоянии закаленным или подвергнутым после за-
калки холодной пластической деформации, достигается после
ступенчатого старения — сначала при 800, а затем при 700 °C.
Оптимальный режим ступенчатого старения закаленного сплава —
при 800 °C, 3 ч и затем при 700 °C, 4 ч. Свойства сплава, выплавлен-
ного ВДП, следующие: <тв — 1590 МПа; <т012 = 1400 МПа; Ucrnu =
356
= 1230 МПа; 6 = 8 % и HRC 48. В цикле НТМО (обжатие 30 %)
•оптимальный режим старения — нагрев 800 °C в течение 1—1,5 ч
и затем при 700 °C, 2 ч. При этом свойства сплава, также выплав-
ленного ВДП, такие: ав = 1860 МПа; о02 — 1670 МПа; о1Ц =
= 1520 МПа; 6 = 4%; и HRC 50.
Типичные механические свойства сплава ХН68ВКТЮ, полу-
ченного открытой индукционной плавкой при температурах от
—196 до 600 °C, представлены в табл. 46.
Рис. 189. Влияние температуры испытания
на механические свойства сплавов
ХН68ВКВТЮ (/) и ХН67ВМТЮ (2). Ис-
ходное состояние сплавов: закалка с 1150 °C
и двойное старение в течение 4 ч при
800 и 700 °C
Рис. 190. Релаксационная стой-
кость (сплошные линии — вдоль
проката, штриховые — поперек)
сплавов ХН67ВМТЮ (/) и
ХН77ТЮР (2) при 500 °C и началь-
ных напряжениях соответственно
400 и 800 МПа. Состояние мате-
риала: закалка, наклеп (для
ХН67ВМТЮ — 30%, для
ХН77ТЮР — 40 %) и старение
На рис. 189 показано изменение предела упругости и модуля
нормальной упругости сплава ХН68ВКТЮ при нагреве до 700 °C.
Можно видеть, что данный сплав сохраняет достаточно высокое
значение предела упругости до 500 °C. Его модуль нормальной
упругости, во всяком случае до 300 °C, линейно снижается с по-
вышением температуры. Результаты релаксационных испытаний
представлены на рис. 190 и показывают, что сплав ХН68ВКТЮ
обладает высокой релаксационной стойкостью, по которой он
превосходит ранее рассмотренный сплав ХН77ТЮР (ЭИ437Б).
Следует заметить, что и тот и другой сплавы обнаруживают за-
метную анизотропию релаксационной стойкости между образцами,
вырезанными из прокатанных полос вдоль и поперек направления
прокатки.
Релаксационная стойкость сплавов в виде тонких полос сильно
зависит от состояния их поверхности. Как показано в [141],
применение электрополирования полос из сплава ХН68ВКТЮ со
снятием слоя 10 мкм (после полного цикла упрочняющей обра-
ботки) позволяет существенно повысить его релаксационную стой-
кость (табл. 47). После электрополирования снижение релакси-
357
ТАБЛИЦА46. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ХН68ВКТЮ
ИСПЫТАНИЯ ОТ —196 ДО 600 °C ПОСЛЕ УПРОЧНЯЮЩЕЙ
Свойства 1 Температура испытания,.
-196 20 400
ZT» ЛА 11 Q 1530—1620 1300—1400 1260—1270
Од, РИМ 1850—1900 1500—1600 1380—1450
Я 04 8—9 10—11 6—8
V, /0 8,5—10,5 3—4 2,2—3,2
1250—1330 1120—1220 1070—1090
С>0,2’ 4’11 Id ...... 1530—1580 1310—1340 1290—1330
Г МПа 201 000—212 300 178 000—183 600
, лц ia 207 000—217 000 183 000—192 500
44 44
HRC — 49
*) В числителе — после закалки и старения; в знаменателе после закалки, 30%-ного
ТАБЛИЦА 47. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОГО ПОЛИРОВАНИЯ
НА РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ СПЛАВА ХН68ВКТЮ (ЭП578) [141]
Режим термической обработки °C а0, МПа (ат/а0)’100%, за время испытания, ч
20 100 200 1000
Закалка с 1160 °C, старение при 20 970 87,5 86,5 84,9
800 °C, 4 ч + 700 °C, 3 ч 500 670 86,5 82,0 81,5 —
550 670 81,0 79,5 — —
600. 670 80,0 76,0 — —
То же и электрохимическое полиро- 20 970 — 90,2 89,0 87,5
вание со снятием слоя 10 мкм 500 670 89,2 86,0 85,9 —
550 670 85,2 84,0 — —
600 670 84,0 80,3 — —
Закалка с 1160 °C, деформация 15%, 20 1200 — 92,3 91,3 89,&
старение при 800 °C, 2 ч + 700 °C, 500 830 91,7 90,0 90,0 —
1 ч 550 830 90,7 89,0
600 830 88,7 87,5
То же и электрохимическое полиро- 20 1200 — 94,5 93,5 92,7
вание со снятием слоя 10 мкм 500 830 94,0 92,5 92,5 —
550 830 93,0 91,5 — —
600 830 90,5 90,5 — —
358
ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ ОБРАБОТКИ руемого напряжения, равное для образцов без этой обработки по-
°C верхности, достигается при тем- пературе на 50 С° выше, чем в последнем случае. Таким об- разом, может быть повышена до
500 600
1140—1180 1270—1410 6—8 2—3,5 980—1020 1180—1390 168 000—173 100 1070—1120 1270—1350 1,7—2,7 , 1,2—1,8 960—1000 1160—1230 146 000—159 000 550 °C температура службы уп- ругих элементов при длительном нагружении вместо рекоменду- емой 500 °C. Сплав ХН68ВКТЮ отличается хорошей коррозионной стойко- стью в атмосферных, морских и тропических условиях, а также в некоторых окислительных агрес- сивных средах и в жидкометал- лических теплоносителях. По ГОСТ 5272—50 сплав относится к группе «совершенно стойких» и «весьма стойких».
175 000—180 000 44 158 000—162 000 43,5
обжатия и старения. СпЛЭВ ХН58ВКБТЮ (ТУ
_______________________________ 14-131447—79) содержит 'Л 1,0—
13,0 % Fe; 11,0—12,5 % W;
16,0—18,0 % Сг; 6,0—7,0 % Со;
1,40-1,70 % Nb; 1,3-1,8 % Al; 2,5-3,0 % Ti; <0,005 % В;
<0,02 % La; <0,002 % Y. Сплав упрочняется в результате за-
калки с ИЗО—1160 °C, охлаждение в воде, и двойного старения
при 800 °C, 5 ч и при 700 °C, 6 ч или после НТМО по режиму:
закалка с 1150—1160 °C, деформация с обжатием 15—30 % и
двойное старение при 800 °C, 1—2 ч и 700 °C, 2—4 ч.
Сплав рекомендуется использовать при температуре от —196 °C
до 600 °C. Поскольку после закалки сплав обладает относительно
невысокой прочностью (сгв 850 МПа) и повышенной пластич-
ностью (6 34 %), из него можно методом холодной пластиче-
ской деформации изготавливать упругие элементы довольно слож-
ной конфигурации, которые затем упрочняются в процессе ста-
рения. Ниже представлены механические свойства сплава
ХН58ВКБТЮ после закалки и старения, а также после НТМО
(в скобках) при температуре испытания 20 и 600 °C:
20 °C 600 СС
<тв, МПа.............. 1400—1550 (1600—1750) 1250—1350 (1400—1500)
аПц> МПа.............. 1050—1100 (1300—1450) 950—1050(1100—1250)
Е-10"4, МПа .... 19,5—21,0 (20,0—22,0) 17,0—18,0 (17,0—19,0)
Еще более высокими свойствами при нагреве обладает сплав
несколько иного легирования: ХН58ВКБТЮ [234]. Существенно,
что его предел упругости даже при 600 °C имеет почти такую же
величину, как и сплав ХН68ВКТЮ при 500 °C. Снижение релакси-
359
950
900
Ъ
М
650
I
Й 600
750
2 9 6810 10г ' Ю}
Время старения, мин
Рис. 191. Диаграмма изотермического превра-
щения у-твердого раствора в сплаве Ni—Сг —
Nb (20 % Сг, 8,7 % Nb, остальное Ni). Ис-
ходное состояние: закалка с 1180 °C, 30 мин
цифры у кривых — объемная доля прерыви-
стого распада [236]
руемогчу напряжения при 500 °C и ст0 = 600 МПа у сплава
ХН58ВКБТЮ после закалки и старения составило за 1000 ч
4,2 %, тогда как у сплава ХН68ВКТЮ— 17 %.
Рассмотренные выше сплавы ХН77ТЮР, ХН67ВМТЮ,
ХН68ВКТЮ, а также ХН58ВКБТЮ отличаются тем, что их
упрочнение в процессе старения связано с выделением у'-фазы
типа Ni3 (Ti, Al), которая может содержать и другие легирующие
элементы. В последние годы
в СССР разработаны тепло-
стойкие пружинные сплавы,
в которых упрочнение свя-
зано с выделением фазы у"
или у' типа Ni3Nb. В эти
сплавы вместо титана введен
ниобий, что позволяет одно-
временно обеспечить и высо-
кую теплостойкость и корро-
зионную стойкость. Эти спла-
вы по своему составу и упроч-
няющей обработке отлича-
ются от ранее разработанных
Г. А. Свешниковой и Л. Н. Зи-
миной жаропрочных кон-
струкционных ХН60МБВЮ,
ХН50МБВЮ и ХН70БЮ.
Структура и превращения в
сплавах на основе системы
Ni—Сг—Nb, в том числе и до-
полнительно легированных,
подробно изучались Б. Г. Лив-
шицем, В. Б. Освенским, Г. А. Свешниковой, А. В. Смирновой и
Л. Н. Зиминой. Авторы указанных работ в основном связывали уп-
рочнение сплавов при старении с образованием К-состояния при
пониженных температурах (400—600 °C) и с выделением у'-фазы
с решеткой г. ц. к. при 700—800 °C, которая в условиях длитель-
ного старения или при высоких температурах, отвечающих
уже стадии разупрочнения, превращается в равновесную
0-фазу Ni3Nb с ромбической решеткой, имеющую вид пла-
стинок.
В сплавах системы Ni—Сг—Fe—Nb, в частности в сплаве
инконель 718, при старении были обнаружены фаза Лавеса
(Fe2Nb), y"-(Ni3Nb) с объемноцентрированной тетрагональной
решеткой, упорядоченной по типу DO22, у'-фаза (Ni3Nb) с г. ц. К.
решеткой, упорядоченной по типу Ы2, и 0-фаза (Ni3Nb) с орто-
ромбической решеткой [235].
В работах [236, 237] подробно рассмотрен механизм распада
твердого раствора в сплавах системы Ni—Сг—Nb как основы
пружинных сплавов 70НХБТХ) и 52НКХБМО.
360
На^диаграмме (рис. 191) показаны условия смены механизмов
распада твердого раствора сплава с 20 % Сг и 8,7 % Nb после
закалки с 1180 °C, 30 мин, а также развитие непрерывного и пре-
рывистого распадов и образования стабильной видманштеттовой
структуры. Чем ниже температура старения, тем выше дисперс-
ность структуры, формируемой при непрерывном и прерывистом
распадах, и выше получаемая при этом твердость. В случае не-
прерывного распада выделяющаяся фаза является когерентной
(или полукогерентной) (y'-фаза типа Ni3Nb) с матричной гране-
центрированной кубической решеткой, а при прерывистом или
видманштеттовом — стабильная (3-фаза типа Ni3Nb с ромбической
решеткой). Пластины видманштеттового выделения формируются
на ^стыках колоний прерывистого выделения и растут по опреде-
ленным кристаллографическим направлениям. Переход к вид-
манштеттовой структуре определяется изменением соотношения
скорости граничной и объемной диффузии в пользу последней.
Пластическая деформация закаленных сплавов также оказы-
вает влияние на температурно-временные условия развития раз-
ных механизмов распада твердого раствора при старении. В част-
ности, нижняя и верхняя температурные границы прерывистого
выделения смещаются в сторону более низких температур и в тем
большей степени, чем выше была степень деформации. Снижение
нижней границы связано с увеличением общей движущей силы
процесса и облегчением зародышеобразования, а верхней границы,
напротив, с исчерпанием движущей силы из-за прошедшей ре-
кристаллизации или диффузионной релаксации напряжений.
Как показано О. М. Хововой, введение дополнительных ле-
гирующих элементов, обычно присутствующих в жаропрочных
сплавах системы Ni—Сг—Nb, существенно влияет на развитие
механизмов распада. Введение молибдена, стимулирующего об-
разование стабильной (3-фазы (Ni3Nb), способствует развитию
прерывистого механизма распада, тогда как легирование алюми-
нием, стабилизирующим метастабильную у'-фазу, напротив, по-
давляет этот механизм распада. Введение такого адсорбционно-
активного элемента, как бор, затрудняет образование зародышей
у границ зерен и тормозит миграцию фронта прерывистого рас-
пада. Введение вольфрама и железа также препятствует развитию
фронта прерывистого распада из-за накопления их атомов на ми-
грирующей границе.
Таким образом, используя то или иное дополнительное леги-
рование, различные температурно-временные условия старения,
а также пластическую деформацию, можно в нужном направлении
изменять механизхМ распада и соответственно кристаллическую
структуру, морфологию и степень когерентной связи с матрицей
частиц выделяющейся упрочняющей фазы. Эго тем более важно,
поскольку от формирующейся при старении структуры зависит
уровень свойств сплавов. Сравнение свойств нелегированного
сплава системы Ni—Сг—Nb показало, что после непрерывного
361
распада его прочность и теплостойкость выше, чем после пре-
рывистого распада. Это, естественно, не означает, что получение
полностью структуры прерывистого выделения вообще нежела-
тельно. В работе О. М. Хововой была рассмотрена возможность
получения на базе исходной структуры кроме прерывистого вы-
деления естественно-композиционного структурного состояния.
Это состояние было получено в результате применения пластиче-
ской деформации, в процессе которой частицы такой твердой фазы,
как |3 (Ni3Nb) (HV 360—370) ориентируются в направлении тече-
ния металла, особенно четко в процессе волочения, когда форми-
руется однонаправленная структура, а при плоской прокатке —
слоистая. Достаточно высокое упрочнение сплавов с такой струк-
турой достигается после дополнительного старения при 600—
650 °C, в процессе которого кроме изменения дислокационной
структуры происходит дораспад твердого раствора.
Механические свойства сплава с 20 % Сг и 9 % Nb после за-
калки, старения на полный прерывистый распад, холодной пла-
стической деформации с обжатием 70 % и дополнительного ста-
рения при 650 °C, 3 ч характеризуются следующими значениями
при 20 °C: ов = 2250-4-2300 МПа; о0,2 = 1820 4-1880 МПа; 6 =
= 1,5 4-2 % и 0*0,005 = 1700 МПа, т0,005 = 750 МПа, Н100 530.
По этим свойствам сплав указанного состава превосходит суще-
ствующие коррозионностойкие и немагнитные пружинные сплавы,
включая более легированные стареющие сплавы на той же основе
(Ni, Сг, Nb), упрочняемые по обычным схемам термомеханической
обработки. Вместе с тем по теплостойкости сплав в естественно-
композиционном состоянии уступает сплаву, имеющему структуру
непрерывного распада, из-за резкого ускорения диффузионных
процессов по межфазным границам, определяющих сопротивление
ползучести и релаксационную стойкость при повышенных тем-
пературах.
Сопоставление изложенных данных о влиянии состава сплавов
на основе системы Ni—Сг—Nb на тип механизма распада при
старении с составами разработанных высокотеплостойких пружин-
ных сплавов этой же системы [238] показывает их хорошее со-
ответствие в том смысле, что в последних присутствуют легиру-
ющие элементы, в первую очередь алюминий, подавляющий пре-
рывистый распад. Анализ температурно-временных условий раз-
вития разных механизмов распада, установленный в [236, 237],
также важен для выбора режимов старения промышленных спла-
вов [238].
Л. В. Барсегьяном на основании данных исследования системы
Ni—Сг—Nb в широком диапазоне концентрации хрома и ниобия
было показано, что сплавы с 10—25 % Сг и 13—8,5 % Nb в ре-
зультате старения приобретают значительное упрочнение, хоро-
шую релаксационную стойкость (до температуры 500 °C) и высо-
кую коррозионную стойкость. В его работах, как и в ранее ци-
тируемых, показано, что алюминий в сплавах этой системы по-
362
давляет прерывистый распад, стабилизируя метастабильную фазу
у' (Ni3Nb) с кубической гранецентрированной решеткой, способ-
ствует росту упрочнения и повышает релаксационную стойкость.
Введение молибдена, в том числе и вольфрама, за счет уменьшения
растворимости ниобия в твердом растворе увеличивает количество
и дисперсность выделяющейся упрочняющей фазы, замедляя
процессы диффузии, тормозит коагуляцию частиц этой фазы и
скорость процессов релаксации и ползучести.
Таким образом, показана эффективность многокомпонентного
легирования сплавов на основе системы Ni—Сг—Nb. На базе
этих исследований был разработан сплав 70НХБМЮ, который
обладает хорошим упрочнением, высокой релаксационной стой-
костью при температурах до 600—650 °C. Дальнейшее исследо-
вание влияния легирования на свойства сплавов на основе системы
Ni—Сг—Nb, проведенного Л. В. Барсегьяном, показало целе-
сообразность введения, кроме молибдена (или совместно с воль-
фрамом) и алюминия, также и кобальта взамен соответству-
ющего количества никеля, что позволяет увеличить прочность
сплава благодаря росту дисперсности частиц упрочняющей фазы,-
а также релаксационную стойкость до 700 и даже до 750 °C.
Роль кобальта в повышении прочности в общем ясна, а его влия-
ние на теплостойкость сплава 52НКХБМЮ еще не совсем выяс-
нено. Возможно, оно связано с тем, что кобальт, как и в других,
жаропрочных сплавах, повышает температуру не только выделе-
ния, но и растворения избыточной фазы и увеличивает упрочне-
ние твердого раствора [239].
Ниже рассматриваются состав, структура и свойства двух
теплостойких сплавов на основе систем Ni—Сг—Nb и Ni—Со—
Сг—Nb, дополнительно легированных алюминием и молибденом
[238 ]
Сплав 70НХБМЮ (^0,06 % С; 14—16 % Сг; 8—9 % Ni;
2,5—3,5 % Мо; 0,7—1,2 % А1) после закалки с 1100—1150 °C
приобретает структуру у-твердого раствора с практически пре-
дельно высоким его легированием при значительном разупроч-
нении. По сравнению с исходным холоднодеформированным со-
стоянием (рис. 192) сплав в закаленном состоянии характеризуется;
достаточной пластичностью (6 40 %), что позволяет изготовлять
из него штамповкой упругие элементы достаточно сложной кон-
фигурации. В процессе старения сплава при 750 °C резко возра-
стает его прочность (рис. 193). В среднем механические свойства
сплава после старения при 750 °C, 5—6 ч: ов = 1300 МПа; Оо,2 =
= 1100 МПа; о0,005 = 800 МПа; 6-24%; HRC 42; Е =
= 215 000 МПа. Структурными исследованиями в сплаве [240]
после старения были обнаружены все три возможные модификации
фазы Ni3Nb— у", у' и |3. Основная упрочняющая фаза —
у" (Ni3Nb) с объемноцентрированной тетрагональной решеткой
с упорядоченным расположением атомов по типу DO22 в виде
дисперсных частиц, расположенных с большой плотностью. Мор-
363.
«фология у"-фазы — дискообразные частицы, лежащие в плоско-
-стях типа {112}, но весьма различающиеся по размерам (от 0,04
до 0,5 мкм), что свидетельствует о неоднородном развитии распада.
Вокруг этих частиц в некоторых участках наблюдается деформа-
ционный контраст за счет напряжений Кроме у"-фазы в зернах
у-твердого раствора видны выделения у'-фазы с гранецентриро-
ванной кубической решеткой в виде крупных игл, а на границах
зерен — фаза р (Ni3Nb) с ромбической решеткой.
Структурное исследование модельного сплава (14,7 % Сг,
9,75 % Nb, остальное никель) показало [240], что у"-фаза выде-
А 950 1000 1050 1100 1150
Температура закалки, °C
Рис. 192. Влияние температуры закалки
на свойства и размер зерна сплава
70НХБМЮ:
. А —холодная деформация 40 % (Л. В. Бар-
сегьян)
Рис. 193. Влияние продолжительности ста-
рения при 750 °C на механические свой-
ства сплава 70НХБМЮ. Исходное состоя-
ние: закалка с 1100 °C в воде (Л. В. Бар-
сегьян)
ляется после старения при 700 °C, 15 мин в виде тонких дисков
в направлениях (ПО) по плоскостям {112}. В модельном сплаве,
как и в 70НХБМЮ, после старения при 700 °C, в течение 15 мин
ЬЬ и 3 ч наблюдается резкая неоднородность по размерам частиц
-у"-фазы. В отличие от 70НХБМЮ у'-фаза в модельном сплаве
имеет вид округлых частиц и только после 20 ч старения — вид
колоний из прямолинейных частиц, расположенных в основном
по границам зерен. Если эти частицы образовались по механизму
прерывистого распада, то, по данным О. В. Хововой, они должны
представлять собой некогерентную фазу |3 (NisNb).
Упрочненное состояние, полученное в сплаве 70НХБМЮ,
отличается достаточной стабильностью при нагреве, о чем свиде-
тельствует весьма замедленное его разупрочнение до 650 °C. По
данным измерения <т0,003 сплава 70НХБМЮ после закалки и ста-
рения при 750 °C, 5 ч даже при 500 °C равен ~800, а при 600 °C —
620 МПа, т. е. он находится на том же уровне, что и для сплава
ХН68ВКТЮ после аналогичной обработки. Практически одина-
ковыми оказались и значения релаксационной стойкости этих
• сплавов при 500 °C за 500 ч и сг0 = 550-^600 МПа (рис. 194).
-Упрочнение сплава 70НХБМЮ может быть значительно повышено
364
с помощью НТМО. При этом с ростом степени пластической де-
формаций временное сопротивление после старения растет от*
1300 (без деформации) до 1550 (обжатие 20 %) и до 1850 МПа (об-
жатие 40 %). Процесс старения сплава 70НХБМЮ после дефор-
мации протекает с большей скоростью. Для достижения оптималь-
ного уровня свойств сплава после деформации с обжатием 20—
Рис. 194. Релаксационная стойкость сплавов 70НХБМЮ (штриховые в
52НКХБМЮ (сплошные линии):
а — после закалки' и старения при? 750 °C, 6 ч; б — после НТМО (деформация
25 %, старение при 725 °C, 4 ч). Исходное напряжение сг0 «= 550s? 600 МПа
(Л. В. Барсегьян)
30 % достаточно старения при 720 °C, 2 ч вместо 750 °C, 5 ч для-
недеформированного сплава. После НТМО и старения достигается
следующий уровень свойств: оЕ — 1600 МПа; <т0)2 = 1400 МПа,
<то,оо5 = ИЗО МПа, 6 = 10 %, HRC 49 и Е = 220 000 МПа
По данным [240], при старении деформированного сплава
70НХБМЮ .выделение частиц избыточной фазы происходило на
дислокациях, которые после деформации в зависимости от степени
обжатия распределялись по типу ячеистой субструктуры, а при
высоких обжатиях представляли собой достаточно плотную сетку.
Структура выделяющейся фазы изменялась в основном от у"
365*
''(после обжатия 20 %) до 7' (после высоких обжатий). Интересно,
что после НТМО и старения стабильность упрочнения, несмотря
на казалось бы более метастабильное структурное состояние,
была не ниже, а релаксационная стойкость даже заметно выше,
чем после закалки и старения. По-видимому, это связано с тем,
что выделяющиеся частицы стабилизируют дислокационную суб-
структуру, а возможно, что и
сами частицы приобретают также
более стабильную кристалличе-
скую структуру (у' вместо 7").
Сплав 52НКХБМЮ. Режим
закалки этого сплава не отли-
О 2 4 6 8 10 12 14 16 78 20
Время старения, ч
.Рис. 195. Зависимость механических
"Свойств сплава 52НКХБМЮ от продолжи-
’тельности старения: сплошные линии —
-закалка и старение при 750 °C; штрихо-
вые — НТМО (деформация 20 %, старение
при 72.5 °C)
Температура испытания, °C
Рис. 196. Влияние температуры испытания
на свойства сплавов 70НХБМЮ и
52НКХБМЮ:
1 — после закалки и старения при 750 °C,
6 ч; 2 — после НТМО (деформация 25 %,
старение при 725 °C, 4 ч)
чается от 70НХБМЮ — оптимальная температура закалки 1100—
1150 °C. Кинетика старения сплава 52НКХБМЮ также не отли-
чается от 70НХБМЮ, но уровень упрочнения оказывается за-
метно выше (рис. 195). Так, после закалки и старения свойства
сплава 52НКХБМЮ: ств = 1380 МПа; а0>2 = 1200 МПа; а0,005 =
— 900 МПа; 6 = 19 %; HRC 43 и Е = 215 000 МПа. По данным
(Структурных исследований [240], высокое упрочнение сплава
•связано с выделением однородной по размерам гранецентрирован-
ной тетрагональной у"-фазы, частицы которой меньше 0,05 мкм.
По границам зерен встречаются частицы у'- и fj-фаз. Есть сведе-
ния, что в присутствии кобальта усиливается механизм непрерыв-
ного выделения.
В модельном сплаве, содержащем кобальт (21,5 % Со; 14,7 %
‘Сг; 10,1 % N.b,; остальное Ni) как и в сплаве без кобальта (14,7 %
366
Co; 9,75% Nb, остальное Ni), процесс старения также связан с вы-
делением у"-фазы, но в виде тонких более дисперсных дисков.
Однако в этом сплаве прерывистый распад развивается раньше.
В промышленном же сплаве 52НКХБМЮ прерывистый распад
развивается позднее, чем в сплаве без кобальта (70НХБМЮ).
.Это объясняется разным легированием. Можно предположить, что
в присутствии Со алюминий действует более эффективно. Вероятно,
большая однородность размеров частиц /'-фазы в структуре не-
прерывного распада обеспечивает и лучшую релаксационную
•стойкость сплава 52НКХБМЮ, чем 70НХБМЮ (см. рис. 194),
хотя свойства при кратковременных испытаниях на растяжение
при нагреве в общем не зависят от легирования кобальтом
•(рис. 196). Применение НТМО, естественно, ускоряет процесс
распада твердого раствора и соответственно рост упрочнения,
а также его абсолютную величину при старении (см. рис. 195).
После НТМО и старения свойства сплава 52НКХБМЮ сле-
дующие: <тв = 1650 МПа; ст012 = 1500 МПа; о0>005 = 1250 МПа;
•6 = 8%; HRC 48; Е = 220 000 МПа. После НТМО и старения
релаксационная стойкость сплава 52НКХБМЮ, как и после за-
калки и старения, заметно выше, чем у сплава 70НХБМЮ.
Сплавы 70НХБМЮ и 52НКХБМЮ обладают высокой корро-
зионной стойкостью в концентрированной азотной кислоте и
в средах на ее основе [238]. Так, скорость коррозии сплава
70НХБМЮ в 57 %-ной азотной кислоте при 250 °C составляет
0,0209 г/(м2-ч), а сплава 52НКХБМЮ — 0,0263 г/(м2-ч).
По данным проведенных испытаний, сплав 70НХБМЮ может
быть использован для силовых упругих элементов, длительно ра-
ботающих при 650 °C или кратковременно при 700 °C. Эти темпе-
ратуры могут быть повышены на 50 °C в случае применения сплава
52НКХБМЮ.
Для упругих элементов, работающих при температурах выше
700 °C, применяют сплавы ниобия, отличающиеся высокой жаро-
прочностью при относительно небольшом модуле нормальной
упругости [263], что обеспечивает повышенную упругую дефор-
мацию при сравнительно невысоких напояжениях.
Впервые возможность применения ниобиевых сплавов в ка-
честве пружинного материала была установлена в работе [264].
Было показано, что сплав ниобия с 10,5 % Ti и 0,6 % W после
сильной холодной пластической деформации и отжига при 850 °C
обладает повышенной релаксационной стойкостью при нагреве.
В дальнейшем в работе [265] было отмечено, что в результате
холодной пластической деформации и отжига при 700 °C сплав
ниобия с 26,4 % Ti и 5,5 % А1 приобретает достаточно высокие
значения предела упругости (а0>003 = 900 МПа), отличаясь также
хорошей жаростойкостью и не требуя специальной защиты от
окисления. В работе [266] была показана возможность получения
сплавов ниобия с высокими значениями предела упругости на
основе использования не только твердорастворного, но и карбид-
367
ного упрочнения. Так, после закалки сплава типа НМ15ТЗЦ4
(15 % Мо, 3 % Ti, 1 % Zr) с повышенным содержанием углерода
(0,15 %) с 1750—1800 °C и отжига при 1100 °C, 10 ч, в'процессе
которого выделяются дисперсные частицы карбидов, о0,оо5
900 МПа. Существенно, что даже после нагрева до 800 °C предел
' упругости имеет еще достаточно высокие значения (600 МПа).
Однако сплав этого типа не является жаростойким и может при-
меняться только в том случае, когда упругие элементы при на-
греве работают в вакууме или инертных газах или имеют защитные
покрытия.
В работе [267] авторы вновь обратились к жаростойким нио-
биевым сплавам, в частности к сплаву типа Н25А5 (25 % Ti и
5 % А1), и показали, что после холодной пластической деформа-
ции и отжига при 700 °C, 15 ч <то,ооз его достигает 900 МПа, однако
при 800 °C он снижается до 400 МПа, т. е. больше, чем в сплаве
с карбидным упрочнением. Сплав последнего типа при 700—800 °C
обнаруживает повышенную релаксационную стойкость. Так, при
о0 = 400 МПа и 800 °C напряжение снизилось на 20 %. Несмотря
на определенные преимущества жаростойких сплавов, промыш-
ленное применение получили сплавы с карбидным упрочнением
ВУС-6 и ВУС-6А, характеризующиеся повышенным уровнем
прочностных свойств, в том числе и при нагреве [268]. Сплав
ВУС-6 с 0,5 % Сг может применяться, если температура службы
не выше 750 °C, тогда как сплав ВУС-6А с повышенным содержа-
нием хрома (0,95—1,25 %) может работать до 800 °C [268]. Так,
у сплава ВУС-6 с о0 = 400 -5-500 МПа при 700 °C снижение ре-
лаксируемого напряженйя за 500 ч было не более 5 %, а при
750 °C (при напряжении 300 МПа) <4 %. Сплав ВУС-6 характе-
ризуется очень замедленным разупрочнением при нагреве. Так,
временное сопротивление при нагреве от 20 до 750 °C снизилось
с 900—1000 до 750—800 МПа, а предел пропорциональности —
Ш ( с 680—700 до 550—600 МПа. Эти прочностные свойства могут быть
повышены в результате применения ТМО. Достоинством этого
сплава является весьма низкий термоупругий коэффициент у =
= 1 -г-2-10'в 1/С. Несколько большим термоупругим коэффициен-
том у = 4-5-5-IO-6 °C-1 в интерВале температур .20—800 °C обла-
дает сплав ВУС-6А. В то же время его прочность заметно йыше.
Так, при 20 °C ов = 950-т-1050 МПа, о0>2 = 830 -5-900 МПа и
апц — 730-5-800 МПа. Сплавы ВУС-6 и ВУС-6А применяют в кон-
струкциях после закалки и старения.
Следует отметить, что после закалки Оба ниобиевых сплава
достаточно пластичны, что позволяет изготавливать из них упру-
гие элементы достаточно сложной конфигурации методом штам-
повки.
Глава Xi
СПЛАВЫ с низким и постоянным
ТЕМПЕРАТУРНЫМ КОЭФФИЦИЕНТОМ
МОДУЛЯ УПРУГОСТИ (ЭЛИНВАРЫ)
Сплавы этого типа применяют для упругих элементов и дру-
гих деталей, в которых должна быть уменьшена температурная
погрешность, связанная с изменением модуля нормальной упру-
гости при нагреве или охлаждении. Поэтому при их использова-
нии можно отказаться от применения термостатирования или
компенсации, что упрощает конструкцию приборов и их эксплуа-
тацию.
Из теории твердого тела известно, что модуль нормальной
упругости вследствие уменьшения энергии межатомных связей
при нагреве должен уменьшаться, а при охлаждении — возра-
стать .
Для создания эффекта элинварности, т. е. очень малого из-
менения модуля нормальной упругости в более или менее широком
климатическом интервале температур, по-видимому, может исполь-
зоваться несколько эффектов.
Теоретически возможна компенсация нормального падения
модуля нормальной упругости с температурой при таком пере-
распределении электронов, которое приводило бы к снижению
разницы атомных радиусов или к уменьшению разности валент-
ностей элементов, образующих твердый раствор. Однако в связи
с довольно незначительным влиянием этих факторов на модуль
нормальной упругости в исследованных на настоящий момент
системах ожидать полной компенсации нормального падения его
с температурой не приходится. Аномальное повышение модуля
нормальной упругости может быть получено при фазовом превра-
щении в рабочем интервале температур. Такое поведение связы-
вают с образованием фазы, имеющей более высокий модуль нор-
мальной упругости, или с нестабильностью решетки в процессе
превращения.
В связи с тем, что для технического использования необходима
повторяемость температурной зависимости модуля при цикличе-
ских изменениях температуры, для формирования элинварности
могут использоваться лишь обратимые, безгистерезисные пре-
вращения*
В разработанных и использующихся в настоящее время в про-
мышленности элинварных сплавах аномальная зависимость мо-
дуля от температуры связывается с магнитным превращением.
В элинварах первого типа (по классификации О. А. Хоменко)
используется превращение ферромагнетик — парамагнетик при
температуре Кюри. Физическая природа аномалии модуля упру-
гости ниже этой температуры — в элинварах второго типа — свя-
13 Рахштадт А. Г. 369
зана с поведением магнитострикционного вклада в упругую де-
формацию, причем в основном с поведением самопроизвольной
объемной магнитострикции, лежащей в основе инварного эффекта.
Однако современные взгляды на элинварную аномалию второго
типа также связывают ее с магнитным превращением, но не при
достижении критической температуры, а из-за присутствия в фер-
ромагнитной матрице сплава критической концентрации областей
с таким количеством атомов Fe в первой координационной сфере,
которые из-за конкуренции антиферромагнетизма Fe—Fe локально
неустойчивы к любому малому внешнему воздействию и могут
при нагреве претерпевать превращение Ф АФ, сопровождаемое
отрицательной магнитострикцией. Таким образом, аномалию мо-
дуля нормальной упругости в классических элинварах второго
типа можно связать с неустойчивостью кристаллической решетки
в процессе фазового магнитного превращения.
Несмотря на определенное теоретическое обоснование указан-
ной аномалии в ферромагнитных сплавах вопросы рационального
их легирования для получения эффекта элинварности оконча-
тельно еще не разработаны. Сплавы этого типа создаются в основ-
ном эмпирически. Основой большинства ферромагнитных элин-
варных сплавов являются преимущественно системы Fe—Ni,
Fe—Ni—Сг, Fe—Ni—Co, Fe—Co, Fe—Co—Сг и др.
Для всех этих сплавов, особенно железоникелевых характерна
очень высокая чувствительность их температурного коэффициента
модуля нормальной упругости к небольшим колебаниям химиче-
ского состава, возможном в металлургическом производстве.
Для стабилизации этого коэффициента в составе этих сплавов
часто присутствует хром, для упрочнения —титан и алюминий,
а в некоторых зарубежных сплавах также и бериллий. Для повы-
шения предельной температуры службы и абсолютной величины
модуля нормальной упругости в сплавы вводят вольфрам.
В настоящее время как в СССР, так и за рубежом для изготов-
ления упругих элементов применяют только дисперсионно-твер-
деющие элинварные сплавы, отличающиеся лучшими технологи-
ческими свойствами и более ценным комплексом механических
свойств-, чем еще не так давно применявшиеся элинварные сплавы
с карбидным упрочнением.
Промышленностью в настоящее время поставлена задача раз-
работки элинварных сплавов, чьи термоупругие характеристики
не зависели бы от всегда имеющегося в приборах магнитного поля.
Такими сплавами могут явиться как парамагнитные, так и анти-
ферромагнитные, величина критического поля для которых пре-
вышает случайно возникающие в приборах магнитные поля.
К числу парамагнитных элинваров относятся такие металлы
переходных групп, как ниобий и палладий и сплавы на их основе.
Сейчас еще нет теории, объясняющей аномально низкое измене-
ние в них модуля нормальной'упругости при колебании темпера-
туры, но не исключено, что здесь определенную роль играет пере-
370
распределение свободных электронов. Из этих сплавов в первую
очередь можно упомянуть палладий —золото (35—60 % Pd и
65—40 Au), обладающие малым температурным коэффициентом
модуля нормальной упругости, а также высокой упругостью,
хорошей коррозионной стойкостью и твердостью [241]. Модули
нормальной упругости Е и G сплавов палладий —золото изме-
няются после отжига при 1000 °C, 1 ч почти линейно в функции
концентрации, тогда как температурные коэффициенты модулей
нормальной упругости (а£ и aG) при 50 % Au достигают макси-
мальных значений: у = —3,0-10"5 °C-1 и aG = —3,2-10"5 °C"1.
После старения при 360 °C, 15 ч отожженного или деформирован-
ного (обжатие 90 %) сплава с 50 % Au, называемого «паллаголд»,
у= —2,8-10‘5 °C"1, aG = —2,6-10"5 °C-1, что следует считать
достаточно низким. Паллаголд обладает низким температурным
коэффициентом линейного расширения az = 11 • 10-6 °C"1, вы-
соким электросопротивлением р = 0,28 мкОм-м при сравнительно
невысокой твердости: после отжига HV 89, после старения HV 153
и после старения деформированного сплава HV 185.
В сплавах палладий — золото в количестве не более 3 % могут
содержаться элементы Pt, Ir, In, Та, Ag, Fe, Ni, Go, Мп, Си, V,
Mo, W, Sb, Sn, Zn, или не более 1 % один из элементов группы Сг,
Al, Ti, Si, Cd, Be, Zr, В, или элементы обеих групп х. По данным
работы [241 ], в которой рассмотрено влияние этих элементов на
модуль нормальной упругости и его температурный коэффициент
у, введение любого из указанных элементов снижает модуль
нормальной упругости и твердость указанного сплава, а у уве-
личивается по абсолютной величине. Поэтому необходимость
введения дополнительных легирующих элементов в сплав типа
паллаголд представляется спорной. Разработка сплава палла-
голд имеет определенный научный интерес, так как показывает,
что и на базе парамагнитного палладия и диамагнитного золота
могут быть созданы элинварные сплавы.
Кроме сплавов палладия, низким температурным коэффициен-
том модуля упругости обладают и сплавы ниобия. Их достоин-
ствами являются не только низкий температурный коэффициент
модуля упругости, но и сравнительно низкая его абсолютная
величина (£ = 100 000-?-110 000 МПа), позволяющая получить
значительную упругую деформацию при относительно невысоких
напряжениях, что важно для многих упругих элементов приборов.
Кроме того, сплавы ниобия обладают повышенной теплостой-
костью, что также очень важно для ряда упругих элементов.
Природа этой аномальной температурной зависимости модуля
упругости в сплавах данной группы еще полностью не выяснена.
В работах П. А. Армстронга, X. Брауна и Дж. Диккенсона было
показано, что с повышением температуры до 1000 °C модуль
1 Масу мото Ре, Кобаяси Такэо. Японский патент кл. 10К4, № 8354, заявл.
4.03.64, опубл. 30.03.68 (цит. по РЖМет, ЗИ653),
13* 371
нормальной упругости ниобия даже возрастает и этот эффект не
зависит от присутствия такой примеси внедрения, как кислород
[242]. Авторы ряда работ, в частности [243], считают,, что ано-
малия модуля нормальной упругости ниобия и его сплавов свя-
зана с так называемым дефектом модуля дислокационного проис-
хождения и с влиянием атомов внедрения (азот и кислород).
Изучение монокристалла ниобия показало, что только константа
С = С44 проявляет аномальное изменение с повышением тем-
пературы, тогда как модуль сжатия В и константа С' =
— 0,5 (Сп—С12), по данным П. Армстронга, изменяются нор-
мально.
Аномалия модуля упругости в упомянутых выше сплавах
палладий—золото, ниобий—титан, ниобий—цирконий и нио-
бий—ванадий (Харрис), как и в ниобии, связана с аномальным
поведением С44. Теоретически аномалия С44 еще не объяснена.
Имеются указания на существование корреляции между ано-
мальным изменением упругих и аномалией других свойств и элек-
тронным строением (средней электронной концентрацией на атом)
[244 ]. В частности, константа С44в палладии, поданным Дж. Райне
и [245], в сплаве с родием и платиной (Р. Мак-Фарлайб,
Дж. Райне и К. Джонс) в области 50—100 °G проходит через ми-
нимум, тогда как восприимчивость при этом достигает максимума.
Эта аномалия объясняется повышением плотности электронных
состояний у поверхности Ферми.
Путем изменения текстуры можно изменять величину аномалии
упругости ниобия и его сплавов. В случае текстуры (111) при
напряжении, приложенном вдоль волокон, аномалии модуля не
наблюдается и £ не зависит от С44. При текстуре (111) + (ПО)
изменение С44 существенно для аномалии модуля. Поэтому появ-
ление текстуры (111) + (ПО) является предпосылкой для
аномалии модуля нормальной упругости.
Й В сплавах ниобий—цирконий и ниобий—титан аномалия мо-
дуля нормальной упругости связана с фазовыми превращениями.
Однако, по мнению авторов работы [246], главной причиной ано-
мальной температурной зависимости модуля нормальной упру-
гости является нестабильность о. ц. к. решетки ниобиевых спла-
вов. Из сплавов ниобия наибольший технический интерес представ-
ляют сплавы системы Nb—Ti, так как сплавы ниобий—цирконий
отличаются пониженной пластичностью, а сплавы ниобия с вана-
дием еще требуют дальнейших исследований.
По данным [246], модуль нормальной упругости в сплавах
ниобия с содержанием до 25 % (ат.) Ti стабилен до 300 °C, а их
термоупругий коэффициент находится на уровне 2,3-10"5°C"1.
Низким ТКЧ обладают также сплавы с 45—50 % (ат.) Ti. Практи-
ческое применение получил сплав типа 55БТЮ.
Сплав 55БТЮ на основе системы Nb—Ti упрочняется при
старении, по-видимому, вследствие выделения фазы (Nb, Ti)3Al.
Он может быть использован для упругих элементов, работающих
372
кратковременно до 450—500 °C, а длительно — только до 400 °C,
что определяется сравнительно невысокой его окалиностойкостью.
Релаксация напряжений в сплаве 55БТЮ при 400 °C составляет
8—10 % за 50 ч при о0 = 400-н600 МПа, модуль нормальной
упругости при 20 °C равен 113 000 МПа, а при 500 °C —
109 000 МПа, что соответствует у от —70-Ю"6 до —80-10’6 °C"1,
р = 0,9-н1,0 мкОм-м. Достоинством сплава 55БТЮ является
его высокая коррозионная стойкость в ряде органических и ми-
неральных кислот. В частности, он стоек в концентрированной
азотной кислоте при температуре от 20 до —15 °C (во всяком слу-
чае до 12 суток).
В литературе [247, 248] имеются данные об аномальной за-
висимости модуля нормальной упругости в антиферромагнитных
сплавах на основе марганца с г. ц. к. решеткой с такийи элемен-
тами, как Fe, Ni, Си, а также в тройных сплавах этих систем
с Мо, Со, W и другими элементами. Аномальная температур-
ная зависимость модулей нормальной упругости связывается
с антиферромагнитным превращением в этих сплавах и может,
как и в случае ферромагнитных элинваров, трактоваться как ре-
зультат магнитострикционных эффектов. Магнитное состояние
сплавов Fe—Мп, рассмотренное в работе [249] меняется от кол-
линеарного, характерного для у-железа, до коллинеарного, ха-
рактерного для у-марганца с dа < 1 при содержании Fe < 10 %.
В железомарганцевых сплавах средней концентрации наблюдается
неколлинеарная магнитная структура с с/а>> 1. При этом в таких
сплавах наблюдаются два фазовых превращения — переход пара-
магнетик — антиферромагнетик и фазовый переход первого рода
от структуры г. ц. к. к структуре г. ц. т., значительно различа-
ющихся по температуре (~200 °C). Подобные диаграммы харак-
терны для сплавов Мп с Ni, Pd, Pt, Zn. Наиболее полно роль
различных составляющих антиферромагнитной аномалии изучена
[250] для сплавов Fe—Мп. Показано, что во всех сплавах этой
системы АФ-упорядочение приводит к снижению модуля нормаль-
ной упругости. А£ант = —^ант (£п — экстрополированный
с помощью подбора полиномиальной функции модуль сплава
в парамагнитном состоянии; £ант —измеренный ниже темпера-
туры Нееля модуль упругости сплава в антиферромагнитном со-
стоянии) увеличивается при удалении от эквиатомного состава,
а переход от одного типа магнитной структуры к другому не со-
провождается разрывами на концентрационной зависимости ма-
гнитоупругого эффекта. Изучение спонтанной магнитострикции,
практически отсутствующей в низкомарганцевых сплавах, позво-
лило авторам сделать вывод о формировании аномалии в них
в основном за счет Д£-эффекта, связанного с переориентацией
векторов намагниченности антиферромагнитных доменов под дей-
ствием внешнего напряжения. В средне- и высокомарганцевых
сплавах наблюдается значительная спонтанная магнитострикция,
однако различие в температурной и концентрационной зависи-
373
ТАБЛИЦА 48. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ, %,
Марка сплава С Si Мп Ni
42НХТЮ (Н41ХТ) 42НХТЮА 44НХТЮ (Н43ХТ) 43НКТЮ 43НХВТ 44НХМТ <0,05 <0,05 <0,05 <0,05 <0,05 <0,05 0,5—0,8 0,3—0,8 0,5—0,8 0,1—0,3 0,3—0,6 0,1—0,3 0,5—0,8 0,4—0,8 0,5—0,8 0,2—0,4 0,3—0,6 0,2—0,4 41,5—43,5 41,5—43,5 43,5—45,5 42,5—43,5 42—44 43,4—44,6
мостях магнитоупругих эффектов и спонтанной магнитострикции
указывает на сложный характер магнитоупругой аномалии.
Однако преобладающее влияние и в сплавах железа с 20—45 %
Мп, и в сплавах железа с 60—80 % Мп оказывает ДЕ-эффект.
Элинварность может быть получена ниже TN в сплавах Fe—Мп
с 27 и 66 % Мп. В упрочняемых дисперсионным твердением с вы-
делением карбида ванадия сплавах этой системы [251 ], несмотря
на значительное уменьшение ДЕант из-за гетерогенности струк-
туры, также может быть получен в интервале 20—50 °C термоупру-
гий коэффициент, близкий к нулевому. Указанные сплавы обла-
дают и достаточно высокими механическими свойствами (а0,2
1200 МПа, 6 12 %).
В сплавах системы Мп—Си, в которых АФ-превращение совпа-
дает по температуре с г. ц. к. -> г. ц. т. превращением, аномалия
модуля нормальной упругости возрастает с увеличением концен-
трации марганца, в закаленном состоянии она фиксируется лишь
у сплавов с содержанием >55 % Мп. Минимум на температурной
зависимости модуля нормальной упругости совпадает по темпе-
ратуре с исчезновением дальнего АФ-порядка, фиксируемого по
* наличию пика (НО) на нейтронограммах. Однако и выше этой
температуры в довольно широком интервале (~100—150 °C) на-
блюдается аномальный рост модуля нормальной упругости с тем-
пературой, что связано, по-видимому, с достаточно медленным
исчезновением ближнего антиферромагнитного порядка. Это по-
следнее можно объяснить значительной концентрационной не-
однородностью, свойственной этим сплавам, и влиянием фактора
магнитного разбавления. Эффект превращения, т. е. крутизна
зависимости модуля от температуры, определяется, в основном,
количеством магнитно-взаимодействующих атомов марганца. Оно
не должно быть особенно большим для получения малого термо-
упругого коэффициента. Ниже температуры Нееля определяющим,
по-видимому, является ДЕ-эффект, что выражается в заметном
влиянии на температурную зависимость модуля нормальной упру-
гости, определяемого резонансным методом, частоты возбуждения
и обусловлено значительной линейной магнитострикцией сплавов.
Изменение модуля в широком температурном интервале выше
374
ДИСПЕРСИОННО-ТВЕРДЕЮЩИ X ЭЛИНВАРОВ [158]
Сг Ti Al Другие элементы ГОСТ или ТУ
5,3—5,9 4,9—6,7 5,2—5,8 1,7—2,3 4,3—5,1 2,4—3,0 2,2—3,0 2,2—2,7 2,7—3,1 2,2—2,8 2,6—3,2 0,4—0,8 0,5—1,0 0,5—1,0 0,8—1,2 0,5—1,0 0,5—1,0 Со 11,5—12,5 W 2,6—3,4 Мо 0,1—0,3 ГОСТ 10994—74 ГОСТ 10994—74 ГОСТ 10994—74 ГОСТ 10994—74 ТУ 14-1-807—73 ТУ 14-1-3079—80
температуры Нееля и в ее ближайших окрестностях, по-види-
мому, обусловлено как спонтанной магнитострикцией, прояв-
ляющейся в виде довольно незначительного минимума на тем-
пературной зависимости коэффициента линейного расширения
в окрестностях точками Нееля, так и механострикцией пара-
процесса.
Получение малого термоупругого коэффициента в этих
сплавах, как показали исследования Е. Е. Поповой, возможно
при совмещении интервала антиферромагнитного превращения
с климатическим интервалом температур при малом количестве
антиферромагнитно-упорядочивающейся фазы. Такие условия при
наиболее широком интервале превращения реализуются в ре-
зультате резкой закалки, подавляющей в значительной мере кон-
центрационное расслоение, или обычной закалки в масле и по-
следующей холодной деформации, приводящей к обратному рас-
творению концентрационных неоднородностей в сплавах с содер-
жанием ~65 % Мп. Получаемый при этом термоупругий коэф-
фициент равен —2,6-10"5 °C-1. Уменьшение количества магнитно-
взаимодействующих атомов марганца в сплавах с 45—55 % Мп
заметно уменьшает скачок модуля при АФ-превращении. Это
позволяет получать термоупругий коэффициент того же
порядка, но в несколько более узком интервале температур,
после закалки в масле и низкого отпуска при 350 °C для
смещения интервала АФ-превращения в нужную область тем-
ператур.
Ферромагнитные элинварные сплавы. Основное применение
в промышленности имеют ферромагнитные сплавы. Химический
состав сплавов этой группы представлен в табл. 48, а физико-
механические свойства после термической обработки —
в табл. 49.
Сплав 42НХТЮ применяется для упругих чувствительных
элементов, работающих до 100 °C, а сплавы такого же типа
44НХТЮ и 45НХТ (ЭП218) — для более повышенной темпера-
туры — до 200 °C. Главным требованием к этим сплавам, также
как и к другим того же класса, является низкое и при том
стабильное значение термоупругого коэффициента модуля
375
ТАБЛИЦА 49. ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСПЕРСИОННО-ТВЕРДЕЮЩИХ ЭЛИНВАРОВ
ТЕМПЕРАТУРНО-СТАБИЛЬНЫМ МОДУЛЕМ НОРМАЛЬНОЙ УПРУГОСТИ [ИЗМЕРЕНИЕ СВОЙСТВ СПЛАВОВ,
КРОМЕ 37НВКТЮ (ЭП920), НА ОБРАЗЦАХ, ИЗГОТОВЛЕННЫХ ИЗ ПРУТКОВ ДИАМЕТРОМ 4 —8 ММ]
‘d -- 1 I 5 S 1
а-106, 9,5 I СО со I 1 оо 00 1 г
Эо/1 %01 S '1 о о 1 to 00 Ю 1 '^+11 1 09—^- 4-0S+
МПа о * —< 00 оо । оо 1 to to § Io 1 CM 1 ®00 °°-co 1 00^ -4 QQ LO r-ч 1—4 1—< Г—Ч ’“И <
НВ О О О О О * £ 8 £ й 8 S 11 1 1 1 1 1 *7 о о О О О о X rS СО СМ СО О со Д — СО -СО со - д
о © с Lf О’ 10—15 5—6 9Я АП 0 LO Ю 00 Г 7 i 7 7 DO О CO D ' rH -4 2—3,5
л о о o' о 600—700 О OO LO to to CD O, 1 1 1 1 ' 0 1 0 0 О LO О CO CO b- 1 о О 00 CM 0 0 ' г—1
о to МПа о о о ю о о о о о со о ю о о ю 1 —I | СО О I — 00 л 1 1 1 1 1 1 1 о о о о о о со о о со ю о 00 СО 00 00 00 1300— 1400
д to о о О । I tO I I । Д Io 1 о о о 1 о 1 о 1 о ОЮ ОО О О ОО ОЮ ОЮ Д О СМ О тР Д СМ СМ Ю со Ю СО Ю to g см — со — g — — 04 — — со со
Режимы термической обработки I Ё § £ | 1 о и о + 1 о <У § 1 О g я g* О OS д Д , л 00 Д g § Д 5-j-CO О и О о® Ю g tog ° О СО о § 0) 2 я Ч си о » О 5 Оо О Я Дк о я < г < 3 Д я 2 S S 2 о 2 £ t[QOUX! -Oo<og о. „й 2 О с ф 2 о О «Д 5р о ияияяияя^ь- CD Ф л S я Q « । н н о _ 2 Я -Я -CD Я Я В Я Я ® о 00 fc^o 40 <=50 и^ТО EjTO ч ® ЧЙ -О Я Я f—) S О СО ® t—> ° Я С Я ° я2яДя®-&з®2®2о«<со®&®«чя^о Я 11 Я J1 ф Я О) я Я 11Я||0®ОЮ®00®Р-<0®ОЯОСО 00 TI СО TI СиОО <Я00т1с0т1со00 Я СО со Я Ь- 00 О —< 00 X о гь о-
Марка го 0 го Ч К о 42НХТЮ 42НХТЮА zlzniYTin 43НКТЮ 45HXT (ЭП218) * 37НВКТЮ-ВИ (ЭП920-ВИ)
ТУ 14-1-3074 — 80.
376
Юнга 1 (у) или связанного с ним температурного коэффициента
частоты 2 (ТКЧ), имеющего решающее значение для различных
упругих элементов типа резонаторов электромеханических филь-
тров, струнных датчиков и т. д.
ТКЧ = 0,5 (у + cz), где у —температурный коэффициент мо-
дуля упругости; а —температурный коэффициент линейного рас-
ширения.
Обычно величина у намного больше*, чем а. Однако для элин-
варных сплавов эти коэффициенты имеют близкие значения.
В то же время коэффициент у в отличие от а сильно зависит от
колебаний химического состава и структурного состояния спла-
вов. Поэтому колебания ТКЧ характеризуют изменения у.
Практика исследования и использования ферромагнитных
элинваров выявила значительную нестабильность ТКЧ, которую
можно объяснить колебаниями химического состава режимов
термической обработки и, возможно, различными уровнями оста-
точных напряжений.
Детальные исследования причин нестабильности ТКЧ в спла-
вах типа 44НХТЮ, 44НХМТ и 45НХТ показали, что основное
влияние на ТКЧ оказывают колебания химического состава от
одной плавки к другой, а также в пределах одной плавки вслед-
ствие ликвационных явлений.
Поданным В. И. Маторина2,между химическим составом сплава
44НХМТ и формой кривых ТКЧ в зависимости от температуры
старения (относительно нулевых значений ТКЧ) существует четкая
корреляция. Отсюда им сделан вывод о том, что в пределах кон-
центрации элементов в сплаве данной марки влияние их суммар-
ного содержания преобладает над частными эффектами, которые
могут быть весьма значительными.
О влиянии ликвационных явлений свидетельствуют данные
работ [252—254], в которых показано, что даже на образцах из
одного и того же прутка среднее значение ТКЧ сплава типа
44НХТЮ изменяется от 0,9-10“6 до —1,7-10'6 °C"1. При этом
среднеквадратичные отклонения (о) в первом случае были ±1,8 X
X 10_ 6, а во втором ±0,9-10"6 °C’1. В другой плавке сплава типа
44НХТЮ в ТКЧ в пределах одного прутка было —4,7-10"6 и
+ 1,7-10"6 °C"1. Различия в значениях ТКЧ между разными прут-
ками сплава 44НХТЮ, по данным той же работы, было значи-
тельно большим, например + 12-10"6 и 2-10"6 °C-1. Эти резуль-
таты показывают существенное влияние на ТКЧ ликвации леги?
1 В этой главе приводятся значения температурного коэффициента модуля
нормальной упругости, которые, однако, обычно не совпадают с температурным
коэффициентом модуля сдвига. Наконец, для некоторых элинварных сплавов
в виде лент или тонких полос наблюдается анизотропия значений температурного
коэффициента^модуля. нормальной упругости, особенно выраженная при об-
работке по схеме: закалка, холодная пластическая деформация и старение.
? Маторин В. И. Исследование структуры и физических свойств элинвар-
ных сплавов. Автореф. канд. дне. М., 1980.
?77
рующих элементов в пределах одной плавки. Используя соотно-
шения, предложенные в работе [252], авторы рассчитали, что
указанное выше изменение ТКЧ от +12 до +2-10"6 °C"1 означает,
что ликвация никеля от прутка к прутку была ~2 % или ликвация
титана и алюминия (образующих у'-фазу) влияющая на содержа-
ние никеля в твердом растворе, была в 3,5 и 5,7 раз меньше, чем
никеля. Это подтверждено и прямым химическим анализом. По су-
ществу, подобные колебания состава могут быть и в пределах
одного прутка. Поданным А. В. Велищанского, ликвация никеля,
титана и алюминия на 0,1 % в сплаве с 44 % Ni приводит в среднем
к изменению ТКЧ на 0,5-10-6, 1,7-10'6 и 2,8 -10~6 °C-1 соответ-
ственно.
По-видимому, главное влияние на нестабильность значений
ТКЧ разных плавок сплава оказывают колебания химического
состава.
В работе [252 ] показано, что на ТКЧ сплавов после термиче-
ской обработки оказывает влияние содержание никеля в твердом
растворе, которое зависит от исходного состава сплава и от степени
распада твердого раствора в процессе старения, когда выделяется
фаза у' типа (Ni, Fe)3 (Ti, Al), содержащая никель. С учетом ко-
личества этой фазы, зависящего также от содержания титана и алю-
миния, авторами [252] на основании данных А. В. Смирновой
предложена формула, определяющая минимально возможное со-
держание никеля в у-твердом растворе после старения: Niv =
= №общ — 5,76-(А1 —0,5) — 3,24 (Ti —2,0) —3,70-5. Цифра
0,5 % характеризует растворимость алюминия, а 2 % —раство-
римость титана в у-фазе. Величины 5,76; 3,24 и 3,70 определяют
соотношения между никелем и алюминием, никелем и титаном
в у'-фазе, а также между никелем и титаном в трфазе (Ni3Ti) соот-
ветственно.
Как установил В. И. Маторин, между положением кривых
ТКЧ-f старения (по отношению к оси ТКЧ = 0) и температу-
рой Кюри сплава 44НХМТ в закаленном состоянии существует
четко выраженная корреляция. Таким образом, по значениям тем-
пературы Кюри, зависящей от состава сплава, согласно уравнению
регрессии, полученному по данным факторного эксперимента,
7\ = 158,2 + 4,19Ni — 8,69Сг — 7,94Ti — 10,34А1 — 4,94Ni X
X Сг + 2,34Ni -Ti можно определить значения ТКЧ и доброт-
ности.
Требуемые значения температуры Кюри сплава 44НХМТ, обес-
печивающие его свойства в пределах технических условий, равны
160—180 °C. Это очень важный технический результат, так как он
позволяет характеризовать, качества плавки сплава даже лучше,
чем химический состав, если он, естественно, находится в преде-
лах технических условий. Однако из-за ликвационных явлений
в разных прутках или полосах сплава одной плавки или в разных
частях одного прутка, как указывалось выше, могут быть обнару-
жены разные значения ТКЧ. Поэтому для улучшения стабиль-
378
йости свойств элинварных сплавов должны быть использованы все
меры, повышающие однородность их состава.
Определенный вклад в нестабильность ТКЧ вносят и колебания
температурного режима термической обработки. При этом увели-
чиваются среднеквадратичные отклонения значений ТКЧ, т. е.
их нестабильность. Так, при колебании температуры закалки на
±15 °C, а старения на ±10 °C нестабильность ТКЧ составляет
±0,6-10'6 °C"1. Колебания режимов закалки и старения значи-
тельно влияют на полноту развития прерывистого и непрерывного
распадов, как это было показано выше для сплава ЗбНХТЮ.
Состав у-твердого раствора в зонах, где произошел распад по пре-
рывистому механизму, значительно сильнее обеднен легирующими
элементами (Ni, Ti, Al), чем у-твердый раствор в зонах непрерыв-
ного распада. Вопрос о влиянии различной степени развития пре-
рывистого и непрерывного распада на нестабильность ТКЧ еще
нельзя считать полностью решенным, так как для этого необхо-
димы систематические исследования. Отдельные опыты, в которых
перед старением применялась пластическая деформация для уси-
ления прерывистого распада, не дали определенного результата.
Обычно в рассматриваемых сплавах после старения наблюдается
смешанная структура из-за одновременного развития прерыви-
стого и непрерывного механизмов распада, а это приводит к неодно-
родному составу твердого раствора в пределах каждого зерна и
между разными зернами. В то же время именно состав твердого
раствора преимущественно определяет величину ТКЧ.
Значение ТКЧ зависит не только от содержания никеля в твер-
дом растворе после старения, но и от количества, формы, размеров
и распределения частиц избыточных фаз, так как даже при ста-
рении, приводящем к практически равному содержанию никеля
в у-твердом растворе, значения ТКЧ различны. Поэтому важно
учитывать и так называемую магнитную жесткость.
Термическая обработка рассматриваемых сплавов, обеспечи-
вающая высокий уровень физико-механических свойств, практи-
чески одинакова. Она заключается в закалке с 900—1000 °C
с охлаждением в воде. При этом нагреве практически полностью
растворяется избыточная у'-фаза типа (Ni, Fe)3 (Ti, Al), и в аусте-
нитной структуре сплавов остаются лишь отдельные включения
карбидных частиц.
По данным работы 1255 ], сплавы элинварного типа, в частности
44НХМТ, после закалки характеризуются присутствием областей
размером 3—4 нм, упорядоченных по типу Ы2, образовавшихся
в процессе охлаждения от температуры нагрева. При этом в твер-
дом растворе возникает магнитная и ядерная неоднородность.
Чем выше температура закалки, тем более высоких значений
достигает пластичность сплава. Поэтому в некоторых случаях
(например, для сплава 42НХТЮА, близкого по составу к 42НХТЮ,
применяющегося для изготовления часовых волосков) температура
закалки достигает 1030—1050 °C. В этом случае в процессе изго-
379
товления микропроволоки и плющеной ленты удается получит^
обжатия ~99,5—99,7 %, что обеспечивает после старения очень
высокое упрочнение.
Наибольшее упрочнение сплавов типа 42НХТЮ, 44НХТЮ и
45НХТ после закалки достигается после старения при 700 °C,
4 ч. Однако и после старения при 600—650 °C может быть получен
практически такой же уро-
вень упрочнения, как и при
700 °C, но за более длитель-
ное время. Как показано на
Рис. 197. Температурная зависи-
мость модуля упругости сплавов
42НХТЮ (а) и 44НХТЮ (б):
1 — закалка с 950 °C, старени при
700 °C, 4 ч; 2 — закалка с 1000 °C,
старение при 700 °C, 4 ч; 3 — закал-
ка с 500 °C, старение при 700 °C
4 ч; 4 — закалка с 950 °C
Е-1О~*мпа
Рис. 198. Зависимость модуля
упругости сплава 42НХТЮ от
температуры. Термическая об-
работка — закалка, старение,
°C:
1 — 700; 2 — 600;! 3 — 500
(Н. А. Соловьева, Н. Г. Чомо-
ва и др.)
рис. 197, значения модуля нормальной упругости и его зависи-
мость от температуры испытания после старения при 700 °C,
4 ч в определенной степени связаны с температурой предшеству-
ющей закалки. Абсолютный уровень модуля нормальной упру-
гости и предельная температура, до которой термоупругий коэф-
фициент оказывается минимальным, зависят также и от темпе>
ратуры старения (рис. 198).
На рис. 199, по данным А. В. Велищанского, приведены изме-
нения ТКЧ сплавов типа 44НХТЮ и 45ХНТ после закалки и ста-
рения. После закалки сплавы типа 44НХТЮ и 45ХНТ имеют от-
рицательный ТКЧ (его определяли для интервала 20—90 °C),
который в процессе старения в начале возрастает, принимая поло-
жительный знак, а затем уже почти не изменяется. Только после
длительного старения при 650 °C и особенно при 700 °C ТКЧ сни-
жается и даже приобретает отрицательные значения (рис. 199).
380
При этом в процессе старения во всех случаях проявляется вл и я
ние температуры закалки.
Для определения режима, обеспечивающего достижение прак-
тически нулевого значения ТКЧ, предложены номограммы [252],
в которых показаны зависимости содержания никеля в у-твердом
растворе после различных режимов старения для ТКЧ = О*
Одновременно определен коэффициент а, показывающий измене-
ние ТКЧ на 1 % никеля в твердом
растворе для разных режимов
старения (рис. 200).
Режим термической обработки,
выбранный на основании предло-
женной номограммы, обеспечи-
вает получение заданного ТКЧ
с точностью ±2—3-10'6°С-1.
По данным [253], остаточные
напряжения не оказывают замет-
ного влияния на нестабильность
ТКЧ.
Рассмотренный выше подход
к регулированию и стабилизации
значений ТКЧ или термоупру-
гого коэффициента имеет общее
значение не только для сплавов
42НХТЮ, 42НХТЮА, 44НХМЮ
и 44НХТЮ, но и для других,
близких по легированию кдиспер-
сионно-твердеющим элинварам (на-
пример, 45ХНТ).
Для некоторых деталей кроме
ТКЧ или термоупругого коэф-
фициента важное значение имеет
добротность, т. е. величина, об-
ратная значению внутреннего тре-
ния. Именно добротность опре-
0 2 4 5 8 10 РО t 60
Время старения, ч
Рис. 199. Зависимость температурного
коэффициента частоты (ТКЧ) от про-
должительности старения при 650 °C
(а) и 700 °C (б). Исходное состояние —
закалка с 900, 950 и 1000 °C (см. цифры
на кривых) (А. В. Велигцанский)
деляет способность материала к затуханию колебаний. Как пока-
зано на рис. 201, добротность сплава типа 44НХТЮ в закаленном
состоянии зависит от температуры закалки, но ее влияние еще
более заметно проявляется при последующем старении, во время
которого добротность растет и при том наиболее сильно после ста-
рения при температурах 600—650 °C, чем при 700 °C. Одна из при-
чин роста добротности —это уменьшение проявления эффектов
неупругости, связанных с развитием обратимого движения дисло-
каций. Вопросы стабилизации значений добротности и их связи
с составом и структурным состоянием элинварных сплавов пока
еще не изучены.
Прецизионные измерения добротности Q, приводимые в работе
[188], показывают, что после закалки с 910 °C и старения при
381
700 °C, 1 ч сплав 4SHXTK) имеет Q = 12500, а для сплава 45ХНТ
(ЭП218) после закалки с 950 °C и старения при 680 °C, 1 ч Q =
= 13600. По данным той же работы, абсолютные значения модуля
нормальной упругости (адиабатического) указанных сплавов
равны 165 400 и 183 000 МПа, а модуля сдвига 72 800 и 71 800 МПа
Температура старения, °C
Рис. 200. Номограмма для определения значений ТКЧ сплава с исходными содержанием
44 % Ni после закалки (температуры указаны у кривых) и старения 4 ч: а — значе-
ния % Ni , соответствующие нулевому значению ТКЧ; б — значения а. Исходное со-
стояние: закалка с 900, 950 и 1000 °C [252]
соответственно. Абсолютные значения изотермического модуля
нормальной упругости сплавов 42НХТЮи 45ХНТ равны 185200 и
182 800 МПа соответственно. Значения изотермических коэффи-
циентов Пуассона для этих сплавов равны 0,270 и 0,276. Темпера-
турные коэффициенты в интервале 20—200 °C модуля нормальной
упругости (изотермического) для сплавов 42НХТЮ и 45ХНТ
Q
Время старения, ч
Рис. 201. Зависимость добротности Q сплава типа 44НХТЮ от продолжительности ста-
рения при 650 (я) и 700 °C (б). Исходное состояние: закалка с 900, 950 и 1000 °C (над-
писи на кривых) (А. В. Велищанский)
равны —0,16 и —0,15-10"4 °C"1, а модуля сдвига 0,51 и —0,37 X
X 10"4 °C-1 соответственно. Изменение коэффициента Пуассона
(изотермического) от температуры w1 (dvT/dT) равно для указан-
ных сплавов 0,24 и 0,57 соответственно.
Для расчета точности упругих элементов важны значения
изменения модуля нормальной упругости под влиянием прило-
женных напряжений Е = Ео (1 ± 6о/Е0), где Ео —модуль нор-
мальной упругости (без нагрузки); о —действующие напряжения;
382
6 —коэффициент, зависящий от модуля упругости. Для сплава
45ХНТ он равен 6,3, а для 42НХТЮ —7,1.
Во многих случаях для получения более высоких свойств проч-
ности и наиболее важного из них —сопротивления малым пласти-
ческим деформациям сплавы 42НХТЮ (или42НХТЮА) и 44НХТЮ
подвергают НТМО. Применение после закалки холодной пласти-
ческой деформации повышает значения модуля, а также времен-
ного сопротивления и предела упругости и притом тем в большей
Температура старения, °C
Рис. 202. Зависимость ов и 6 сплавов 42НХТЮ (а) и 44НХТЮ (б) от степени
деформации и температуры старения (Н. А. Соловьева, Н. Г. Чомова и др.)
степени, чем выше степень деформации. Так, модуль нормальной
упругости сплава 42НХТЮ возрастает от 178 000 (для закаленного
состояния) до ~ 190 000 МПа (после деформации 90 %). При этом
также сильно возрастает и модуль нормальной упругости сплава
44НХТЮ (от 177 000 до 193 000 МПа). Повышение модуля нор-
мальной упругости, связанное с образованием текстуры, в неко-
торой степени сохраняется и после старения. о01002 сплава
42НХТЮ возрастает от 200—300 (для закаленного состояния) до
660 МПа (после обжатия 50 %). После старения значения времен-
ного сопротивления и предела упругости деформированных спла-
вов существенно возрастают, а оптимальная температура старе-
ния оказывается тем ниже, чем выше степень предшествующей
деформации (рис. 202). Предел упругости сплава 42НХТЮ после
закалки и старения при 600 °C составляет 800—900 МПа, а после
деформации 22 % и старения при 600 °C — 1100 МПа. Если для
закаленного сплава 42НХТЮА максимальное упрочнение дости-
гается после старения при 650 или 700 °C, то после деформации
с обжатием 99,5—99,7 % оно отвечает 500 °C.
В процессе старения деформированного сплава 42НХТЮ из-
меняются не только механические, но и физические свойства.
В частности, в работе [256] показано, что во время старения про-
200 000 000 800 °C
Рис. 203. Зависимость обратимой магнитной проницаемости ц, тем-
пературы Кюри 0, коэрцитивной силы Нс и добротности Q от
температуры обработки сплава 42НХТЮ. Длительность термиче-
ской обработки:
1 — 20 мин; 2 — 3 ч; 3 - 6ч [256]
волоки из указанного сплава 42НХТЮ температура Кюри и маг-
нитная проницаемость сначала снижаются, достигая минимума
при 550—600 °C, тогда как коэрцитивная сила, .добротность и ве-
личина упрочнения при этой температуре достигают максимальных
значений (рис. 203). Интересно, что температуры минимума пер-
вых свойств и максимума вторых отвечает наиболее полному вы-
делению из у-твердого раствора избыточной у'-фазы [Ni3 (Ti, Al) ],
о чем свидетельствует изменение периода решетки (рис. 204).
В [256, 257] предполагается, что уменьшение периода решетки
(т. е. сжатие решетки), снижение температуры Кюри и магнитной
проницаемости свидетельствуют об увеличении отрицательного
384
обменного интеграла Ape-Fe, или соответственно об уменьшении
обменной энергии, что [256] может быть связано с наличием анти-
ферромагнитных областей, роль которых усиливается при распаде
твердого раствора.
Однако это предположение дискуссионно, так как увеличение
количества антиферромагнитных областей должно бы понижать
добротность. Эти области, как это следует из приведенной выше
теории локального фазового перехода ферромагнетизм — анти-
ферромагнетизм, отличаются неустойчивостью решетки.
Применение холодной пластической деформации по. схеме
НТМО обеспечивает высокое упрочнение элинварных сплавов, но
все же их сниженная плас-
тичность непосредственно по-
сле деформации делает не-
возможным изготовление уп-
ругих элементов методами
штамповки или сложной
гибки. В этом отношении
технический интерес, как и
для рассмотренного выше
сплава ЗбНХТЮ, представ-
ляет так называемая двой-
ная термомеханическая об-
работка, включающая в цикл
обработки применение после
Рис. 204. Зависимость периода решетки твер-
дого раствора сплавов 42НХТЮ и 44НХТЮ
от температуры старения
деформации повторной за-
калки в условиях скоростного нагрева, она обеспечивает весьма
измельченную субструктуру при достаточно повышенной пла-
стичности. Так, если после холодной пластической деформации
с обжатием 20 % относительное удлинение 6 равно 9 %, то
после закалки с 910 °C и выдержки 3 с величина 6 = 21 %,
После упомянутого режима повторной закалки относительное
удлинение сплава, предварительно деформированного с обжатием
50 %, возрастет с 5 до 20 %. Интересно, что при этом за счет обра-
зования упорядоченных систем дислокаций (полигонизации) пре-
дел упругости возрастет, как, например, в последнем случае,
с 650 до 870 МПа. После более длительной выдержки при 910 °C
(40 с) пластичность ранее деформированного сплава возрастает,
а предел упругости сильно снижается, поскольку развивается ре-
кристаллизация.
Создание полигонизованной структуры влияет на механизм
распада у-твердого раствора при последующем старении, как и
в сплаве ЗбНХТЮ. В этом случае, как и после деформации без по-
следующей скоростной закалки, распад протекает в основном по
механизму прерывистого выделения, при этом получается более
мелкозернистая структура, чем в исходном (до деформации) зака-
ленном состоянии; это и определяет высокий уровень упрочнения.
На рис. 205 показано изменение свойств сплава 42НХТЮ в про-
385
цессе старения (после деформации и повторной закалки). Видно,
чем меньше продолжительность нагрева при повторной закалке,
тем быстрее развиваются структурные процессы, ведущие к упроч-
нению, и больше его абсолютная величина. В этом случае макси-
мальные значения cr0)0Q2, равные 1050 МПа, находятся на уровне,
получаемом после обычной НТМО.
6otOOZ
60,002^
О 0,5 1 2 3 0 0 0,5 1 2 3 4
Время старения, ч
Рис. 205. Зависимость свойств сплава 42НХТЮ от продолжительности старения при
600 (сплошные) и при 690 °C (штриховые кривые). Исходное состояние: деформация
5 % (а) и 20 % + повторная закалка с 900 °C (б)
Таким образом, двойная термомеханическая обработка, повы-
шая предел упругости, в то же время обеспечивает уменьшение
упругого гистерезиса и остаточной деформации мембран. Так, ги-
стерезис упругих элементов, который после обычной термической
обработки (закалка с 910 °C + старение 690 °C, 2 ч) был равен
45 мкм, снижался до 8 мкм после двойной ТМО (закалка, пласти-
ческая деформация с обжатием 50 %, повторная скоростная за-
калка с 910 °C, 10 с и старение 690 °C, 2 ч). Кроме того, в резуль-
тате двойной ТМСГулучшается и релаксационная стойкость. Так,
при напряжении, равном пределу упругости, релаксация напряже-
ний при 20 °C за 1000 ч составила после обычной термической обра-
386
ботки 6,8 %, а после двойной ТМО, несмотря на более высокое
ходное напряжение из-за большего предела упругости, 2,8 %.
Интересно, что релаксационная стойкость после двойной ТМО
возросла почти в той же степени и в условиях повышенной темпе-
ратуры (400 °C) испытаний. На сплаве ЗбНХТЮ также было обна-
ружено повышение релаксационной стойкости при нагреве
(400 °C), но это заметно меньше, чем для сплава 42НХТЮ. Можно
предположить, что улучшение указанных свойств связано с полу-
чением более однородного струк-
турного состояния вследствие
развития только одного меха-
низма распада при старении.
Возможно, что с этим связано
повышение усталостной прочно-
сти в результате двойной ТМО,
Е}ГПа
200
190
180
Температура старения, °C.
Рис. 206. Влияние температуры старее
ния (2 ч) на механические свойства
сплава 46НХТ (ЭП619):
1 — закалка с 950 °C; 2 — холодная
пластическая деформация 90 %
(Н. Г. Чомова)
100 300 500 700
Температура старения,0^
Рис. 207. Влияние температуры старе-
ния (2 ч) на модуль нормальной упру-
гости сплава 46НХТ:
/ — закалка; 2 — холодная пластиче-
ская деформация (Н. Г. Чомова)
особенно в области так называемой ограниченной выносливости.
Практически используемый режим двойной ТМО мембран из
сплава 42НХТЮ заключается в закалке с 910 °C, холодной пласти-
ческой деформации с обжатием 50 %, скоростной закалке при
910 °C, штамповке и старении при 700 °C, 30 мин. Применение
этого режима ТМО значительно повышает метрологическую точ-
ность УЧЭ и расширяет диапазон измеряемых давлений 1.
В тех случаях, когда к упругим элементам кроме стабильности
при нагреве модуля нормальной упругости предъявлены еще тре-
бования повышенной прочности, используют дисперсионно-тверде-
ющий элинвар 46НХТ (ЭП619) * * (Н. Г. Чомова и [258]), упрочняе-
мый в результате закалки и старения, особенно сильно после
НТМО. После закалки, холодной пластической деформации 90 %
и старения при 600 °C, 2 ч сплава 46НХТ (ЭП619)’сгв = 1820’ МПа,
а сплава 42НХТЮ, после аналогичной упрочняющей обработки,
1720 МПа.
1 В литературе нет данных о влиянии двойной термомеханической обра-
ботки, также как в НТМО, на стабильность ТКЧ.
* См. ТУ 14-1-3075—80.
387
Примерно в одном и том же Температурном Интервале старений
растут свойства прочности и модуль нормальной упругости (см.
рис. 206, 207). Термоупругий коэффициент сплава 46НХТ равен
—10-10-6 °C-1 и сохраняется на низком уровне до 180—200 °C.
По данным [258], указанный сплав применяется для электроме-
ханических фильтров, работающих при крутильных колебаниях,
так как обладает, как утверждают авторы указанной работы,
лучшим ТКЧ, именно в этих условиях нагружения. ТКЧ при кру-
тильных колебаниях сплава 46НХТ в интервале температур
—60ч—Н00°С равен ±5-10“6 °C-1. Зависимость ТКЧ и доброт-
TK4-1O'S,1/°C 1БО
Q
£ 120
10000 §.
I- 80
10000
§
6000
О'
2000 -8 ~0 0 0 8
ТКЧ,1061/°С
600 600 680 720 760 800
Температура стареная7°С Рис. 209. Гистограмма распределе-
ния значений ТКЧ сплавов
Рис. 208. Зависимость свойств k элинварных 45НХТ£(ЭП218) и 46НХТ, п = 600
сплавов от температуры старения [254] [258]
ности Q сплавов типа 45HXTJ(3H218) и 46НХТ (ЭП619) от темпе-
ратуры старения представлена на рис. 208. Н начальной стадии
старения при 600—650 °C распад твердого раствора^отмечается
лишь по границам зерен, а при увеличении длительности или по-
вышении температуры старения превращение происходит уже во
всем объеме зерен. При этом естественно, что размер, а вероятно,
и морфология частиц, выделяющихся по границам зерен и в их
объеме, различны. Как указывают авторы работы [258], путем
подбора режима термической обработки можно получить на сплаве
46НХТ значения ТКЧ в пределах гЬЗ-КГ^С"1. Гистограммы
распределения ТКЧ сплавов 45НХТ (ЭП218) и 46НХТ (ЭП619)
представлены на рис. 209. Видно, что средние значения ТКЧ для
сплава 46НХТ существенно меньше, что и определяет более высо-
кую точность характеристик изготовляемых из него деталей.
Наряду со сплавами 42HXTJO, 44НХТЮ, 45НХТ и 46НХТ,
обладающими стабильностью модуля нормальной упругости при
нагреве до 100 °C (42НХТЮ), или до 200 °C для остальных спла-
вов, современной технике нужны сплавы с более высокой темпера-
турой стабильности модуля нормальной упругости. Этот эффект,
по данным С. И. Дорошека, А. М. Цейтлина, О. А. Хоменко
[259, 260 ], может быть достигнут в результате замены части ни-
388
кёля кобальтом, повышающим температуру Кюри \ но снижаю-
щим, однако, абсолютную величину модуля нормальной упругости;
Стабильность модуля нормальной упругости до повышенных
температур достигается в результате компенсации нормального
снижения модуля упругости температурным коэффициентом ин-
варного эффекта. Последний, как сейчас считают, связан с изме-
Ni,%
Рис. 210. Допустимые интервалы содержания никеля и ко-
бальта в аустените (шкала Л), а также никеля и титана
(шкала Б) в высокотемпературных элинварах: шкала А —
рассчитанное содержание никеля в аустените (концентрации
никеля в аустените в сплавах после старения рассчитаны
по формуле Cjsji = 2»^ ^Ti “ ПО); шкала Б —
общее содержание никеля в сплавах; заштрихована горизон-
тальными линиями область закалочно-деформационного ста-
рения, вертикальными линиями — область закалочного ста-
рения. Термическая обработка: сплав 1 — закалка с 900 °C
в воде; сплавы 2—4 и 44НХТЮ — закалка с 1000 °C
в воде, старение при 700 °C, 6 ч; сплавы 5—12 — НТМО
по режиму: закалка с 1000 °C в воде, волочение с обжатием
50 %, старение при 600 °C. 6 ч [256]
пением при нагреве энергии обменного взаимодействия, а также
с А£-эффектом. Основное влияние на термоупругий коэффициент
высокотемпературных элинваров оказывает содержание никеля
и кобальта в у-твердом растворе подобно тому, как содержание
никеля в у-твердом растворе в сплавах 42НХТЮ, 44НХТЮ и
45НХТ,
Установлены [259] допускаемые интервалы содержания ни-
келя и кобальта, а также никеля и титана в аустените высоко-
1 По данным [259], при введении 1 % Со взамен 1 % Ni точка Кюри по-
вышаете^ на 7—9 °C. Однако при очень высоком содержании кобальта в спла-
вах возможно появление в структуре а-фазы.
389
температурных элинварах после закалки и старения и после
НТМО (рис. 210). В зависимости от назначения сплава авторы
[260] предлагают следующее уравнение для ориентировочного
выбора состава элинваров системы Fe—Ni—Со—Ti: Cnio6 =
=46 — 0,7Ссо+2,5 (CTi —1°,0) %,
//cz. ЧОО 500 600 700 800
плст. т
Температура старения °C
Рис. 211. Влияние температуры старения
и пластической деформации на темпера-
туру Кюри 0q, модуль упругости и термо-
упругий коэффициент сплавов. Цифры
у кривых — номера сплавов с различным
содержанием кобальта:
1 — закалка и старение; 2 — НТМО [255]
где 46 — содержание никеля
в у-твердом растворе, необходи-
мое для эффекта элинварности
в сплавах Fe—Ni или Fe—
Ni—Ti (с гетерогенной струк-
турой). В случае волочения
закаленного сплава с высоким
обжатием (50—75 %), когда
образуется текстура, цифра 46
заменяется на 44, цифра 0,7
определяет количество никеля,
замещаемое 1 % кобальта в
элинварах, CNi, Ссо и CTi —
концентрации никеля, кобальта
и титана, %.
Следует отметить, что про-
цесс старения сплавов, содер-
жащих кобальт, изменяя состав
матричной фазы, как и в сплаве
44НХТЮ, повышает термоуп-
ругий коэффициент по сравне-
нию с закаленным состоянием
(рис. 211). Его значения в ре-
зультате возникновения тек-
стуры, создаваемой холодной
пластической деформацией, по-
еле старения оказываются ниже,
чем только после закалки и ста-
рения. Как показано в [262],
модуль нормальной упругости
и его термоупругий коэффициент
сплавов, содержащих кобальт,
сильно зависят от текстуры и тем
в большей степени, чем выше
содержание в.них кобальта, так
как при этом в процессе деформации усиливается текстурообразо-
вание. Введение кобальта повышает температуру, до которой термо-
упругий коэффициент сохраняется на низком уровне, но не увели-
чивает прочности. Релаксационная стойкость таких сплавов при
введении кобальта относительно мало возрастает — лишь до
200 °C. Очевидно, что для повышения теплостойкости элинварных
сплавов должно быть существенно изменено их легирование. В их
составе должны присутствовать молибден, вольфрам или (и) нио-
390
Рис. 212. Влияние продолжительности
старения на механические свойства
сплава 37НВКТЮ-ВИ при температу-
рах испытания 20 и 400 °C. Исходное
состояние: закалка с 1000 °C в воде,
предварительная пластическая дефор-
мация 40 % [262]
Рис. 213. Зависимость относительного
изменения модуля упругости сплава
37НВКТЮ-ВИ с температурой от сте-
пени предварительной пластической
деформации перед старением (700 °C,
8 ч). Исходное состояние: закалка
с 1000 °C, в воде:
1 — без предварительной пластической
деформации; 2 — деформация 30 %;
3 — 40 %; 4—50 % [273]
бий. Такой теплостойкий сплав 37НВКТЮ-ВИ (ЭП920-ВИ) * был
описан в работах [261, 262]. Он отличается от рассмотренных
выше содержанием значительного количества вольфрама, а также
редкоземельных металлов: <0,05 % С; <0,4 % Si; <0,4 % Мп;
36—38 % Ni; 2,6—3,0 % Ti; 0 3—0,8% Al; 14,5—16,0 % Со;
7,0—7,7 % W; <0,03 % Се; <0,03 % La; <0,005 % В.
Этот сплав обладает свойством элинварности при температурах
от —60 до 400 °C. Термическая обработка сплава 37НВКТЮ-ВИ
(ЭП920-ВИ) заключается в закалке с 1000 °C и старении при
700 °C, 8—10 ч, что обеспечивает довольно сильное упрочнение
(HRC 41—41,5). После НТМО (обжатие 40 %), включая старение
при 700 °C, 5—6 ч, упрочнение еще выше, о чем свидетельствует
и более высокая твердость (HRC 47,5—48).
Изменение Е при нагреве 37НВКТЮ-ВИ (ЭП920-ВИ) после
различной исходной обработки от 4сп дано на рис. 212 и 213
Еще более широким температурным интервалом сохранения
пониженного значения температурного коэффициента обладает
сплав ВУС-15**. Для получения оптимальных механических
свойств рекомендуются два режима: закалка с 1000 °C +
+старение при 650 °C, 10—12 ч (или при 675 °C, 2 ч + 575 °C,
4 ч и закалка, холодная пластическая деформация с обжатием
30 % + старение при 650 °C 6—8 ч (или при 725 °С,1—2 ч +
+ 625 °C, 2 — 4 ч) Г. С. Миловзоров рекомендует применять
комбинированное старение для первого режима при 675 °C, 2 ч+
+ 575 °C, 4 ч, а для второго —при 725 °C, 1 — 2 ч +625 °C 2—4 ч.
* ТУ 14-1-1876—76.
** Миловзоров Г. С. Оптимизация состава высокотемпературных элинвар-
ных сплавов и исследование процесса комбинированного старения. Автореф.
канд. дис. М., 1980,
391
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Никитина Н. В., Почивалова Г. П., Ю. Кон-Сю — МиТОМ, 1980, № 4
с. 31—34,
2. Иоффе А. Ф. Физика кристаллов. М., Госиздат, 1929. 192 с. с ил.
3. Гарбер Г. И., Мовчан Б. А., Могильникова Т. Т., Нероденко Л. М. —
ФХОМ, 1975, № 6, с. 91—96.
4. Браун Н. В кн.: Микропластичность. Пер. с англ. М., «Металлургия»,
1972, с. 37—61.
5. Стейн Д. — В кн.: Микропластичность. Пер. с англ. М., «Металлургия»,
1972, с. 117—129.
6. Saka Н., Jmura Т. — «J. Phys. soc. of. Japan», 1972, v. 32, № 3, p. 702—
715.
7. Jmura T., Yukawa N., Saka H. a. oth. — «High Voltage Electron Microscopy»,
Tohoku, 1974, p. 199—205.
8. Growe С. R. Arsenault R. J. — «Asta Metallurgica», 1976, v. 24, № 10,
p. 925—938.
9. Crowe C. R., Arsenault R. J.—«Metallurgical Transactions», 1976, v. 6A,
№ 9, p. 1275—1279.
10. Хоникомб P, Пластическая деформация металлов. Пер. с англ. М., «Мир»,
1972. 408 с. с ил.
11. Арсенольт Р. Дж.— В кн.: Микропластичность. Пер. с англ. М., «Ме-
таллургия», 1972, с. 76—100,
12. Malis Т., Taugri К. — «Acta Metallurgica», 1979, v. 27, № 1, р. 25—32.
13. Dokthwaite R. M., Evans J. T.—«Acta Metallurgica», 1973, v. 21, N 4,
p. 525—536.
14. Дикусар Л. Д., Дударев E. Ф., Панин В. E. — «Изв, вузов. Физика», 1971,
№ 8, с. 96—101.
15. Дикусар Л. Д., Дударев Е. Ф.у Панин В. Е. — «Изв. вузов. Физика», 1971,
№ 10, с. 73—78, 140—143.
16. Дударев Е. Ф., Панин В. Е., Корниенко Л. А., Дикусар Л. Д. — «Изв. вузов.
Физика», 1974, № 9, с. 68—74.
17. Корниенко Л. А., Дударев Е. Ф., Панин В. Е. — «Изв. вузов. Физика»,
1974, № 1, с. 73—80.
18. Дударев Е. Ф. — «Изв. вузов. Физика», 1977, № 8, с. 88—132.
19. Корниенко Л. А., Дударев Е. Ф., Панин В. Е.—«Изв. вузов. Физика»,
1974, Ks 1, с. 125—128.
20. Timm J., Guttmann V. — «Zeitschrift fiir Metalkunde», 1977, Bd 68, H. 2,
S. 108—112.
21. Гурьев А. В., Шишкин H. В. —«Металловедение и прочность материалов».
Волгоград, 1972 (Труды Волгоградского педагогического ин-та, т. 4), с. 5—
17.
22. Гурьев А. В., Столяров Г. Ю. — В кн.: Прочность металлов при цикли-
ческих нагрузках. М., «Наука», 1967, с. 71—82.
23. Bonfield W. — «Trans. Met. soc. А1МЕ». 1967, v. 239, p. 99—106.
24. Bonfield W., Edwards B. — «Journ. Sci», 1973, v. 10, № 3, p. 493—501.
25. Lui M. M., Le May — «J. Metal Science», 1977, N. 2, p. 54—58.
26. Захаров E. К., Польдяева Г. П. — В кн.: Современные металлы и сплавы
в приборостроении». М., МДНТП, 1972. с. 115—119; в кн.: Современные
стали и сплавы в приборостроении и прецизионном машиностроении. М.,
МДНТП, 1975, с. 99—105.
27. Lloyd С., Loretto А. — «Мета1 Science», 1975, v. 9, № 2, р. 195—201.
28. Le Нои i Шег R., Begin G. —«Met. Trans.,», 1971, v. 2, N 9, p. 2645—
2653.
29. Тяпкин Ю. Д., Травина H. T., Козлов В. П. — ФММ, 1975, т. 39, вып. 1,
с. 73-80.
30. Тяпкин Ю. Д., Травина Н. Т., Козлов В. П., Угарова Е. В, — ФММ, 1977,
т. 43, вып. 6, с. 1294—1300.
392
31. Гаврилова А. В., Каплун Ю. А., Пастухова Ж. П. — МиТОМ, 1977, № 8,
с. 69—70.
32. Надаи А. Пластичность и разрушение твердых тел. Пер. с англ. М., «Мир»,
1954, т. 1. 648 с. с ил.; 1969, т. 2. 863 с. с ил.
33. Соловьев Л. А., Ю. Кон-Сю. — В кн.: Современные металлы и сплавы в при-
боростроении. М., МДНТП, 1972, с. 108—114.
34. Борздыка А. М., Гецов Л. Б. Релаксация напряжений в металлах и спла-
вах. М., «Металлургия», 1978. 256 с. с ил.
35. Бернштейн М. Л., Займовский В. А., Капу ткана Л. М. и др. — В кн.:
Металлофизика. Вып. 55. Киев, «Наукова думка», 1974, с. 49—57.
36. Davies R. С., Ku R. С. —«Trans. А1МЕ», 1966, v. 236, № 12, р. 1691 —
1696.
37. Stoloff Л/. S., Davies R. С., Ku R. С. — «Trans. А1МЕ», 1965, v. 233, № 8,
p. 1500—1508.
38. Власова В. К., Коткис М. А., Николаева Л. Н. — В кн.: Исследования
и разработки на Горьковском автомобильном заводе. Горький, ГАЗ, 1977*,
вып. 4, с. 70—72.
39. Гаврилюк В. Г., Мешков Ю. Я-, Ошкадеров С. П. —МиТОМ, 1978, № 11,
с. 52—54.
40. Белоус М. В., Черепин В. Т. —ДАН УССР, 1975, т, 1, с. 75—79.
41. Фридель Ж. Дислокации. М., «Мир», 1967. 421 с. с ил.
42. Зубов В. Я., Чупракова Н. В., Шалдыбин В. П. — «Метизное производство».
Сб. № 2. М., «Металлургия», 1974 (МЧМ СССР), с. '27—32.
43. Зубов В. Я., Шалдыбин В. П., Чупракова Н. В< —«Изв. вузов. Черная
металлургия», 1971, № 1, с. 26—32.
44. Гриднев В. Н., Гаврилюк В. Г.у Прокопенко В. Г., Разумов О. Н. — ДАН
СССР, 1977, т. 236, № 4, с. 857—860.
45. Гриднев В. Н., Гаврилюк В. Г., Кушнарева Н. П., Прокопенко В. Г. — ФММ,
1976, т. 42, вып. 3, с. 578—582.
46. Гаврилюк В. Г., Кушнарева Н. П., Прокопенко В. Г. — ФММ, 1976, т. 42,
вып. 6-, с. 1288—1292.
47. Грачев С. В., Чупракова Н. В., Кириллов Ю. Л. и др. — «Изв. вузов. Чер-
ная металлургия», 1974, № 10, с. 115—117.
48. Красильников Л. А., Зубов В. Я- Релаксационная стойкость и циклическая
прочность холоднокатаной проволоки. М., «Металлургия», 1970. 168 с. с нл.
49. Зубов В. Я., Чупракова Н. В., Барышникова А. А. — «Изв. вузов. Черная
металлургия», 1971, № 6, с. 120—128.
50. Шумилина В. М., Роговский А. Г., Онищенко М. К. — «Метизное производ-
ство»., Сб. № 3, «Металлургия», 1974 (МЧМ СССР), с. 28—83.
51. Marder A., Bramfitt R. — «Met. Trans. А1МЕ», 1976, v. 7A, № 3, p. 356—
372
52. Cneetham D., Ridley N. — «Met. Sci.», 1975, v. 9, № 8, p. 411—418.
53. Гриднев В. H.y Мешков Ю. Я., Никоненко Д. И., Черненко Н. Ф. — «Метиз*
ное производство»., Сб. № 2, М., «Металлургия», 1974 (МЧМ СССР), с.21 —
26.
54. Гаврилюк В. Г., МешковЮ. Я., Машленко Ф. И. — В кн.: «Стальные канаты».
Вып. 10. Киев, «Техшка», 1977. 286 с.
55. Гриднев В. Н., Мешков Ю. ЯМеттус Г. С. — В кн.: «Стальные канаты»,
Вып. 10. Киев, «Техшка», 1973, с. 260—263.
56. Кирсанов Н. Л., Ветчинов А. Г. —МиТОМ, 1973, № 6, с. 56—57.
57. Yamada Y. — «J. Iron a. Steel Inst. Japan», 1974, v. 60, № 12, p. 1624—
1638.
58. Humphreys J., Plumtree A., Brafine N, — «Acta Metallurgica», 1969, v. 17,
№ 6, p. 775—781.
59. Бабич В. К., Гуль И. Е., Долженков И. И. — «Деформационное старение
стали». М., «Металлургия», 1972. 320 с. с ил.
60. Спектор Э. Н., Горелик С. С., Рахштадт А. Г. — «Структура и свойства
металлов и сплавов». М., «Металлургия», 1970 (МИСиС. Сб. № 59), с. 91—
96.
393
61. Зубов В. Я., Грачёв С. Ё. Структура и свойства Стальной пружинной ленты.
М., «Металлургия») 1964. 224 с., ил.
62. Рахштадт А. Г. Пружинные стали и сплавы. М., «Металлургия», 1971,
496 с. с ил.
63. Скобло А. В., Коткис М. А. — В кн.: Исследования и разработка на Горь-
ковском автомобильном заводе. Горький, ГАЗ, 1977, вып. 1, с. 191—195.
64. Сазонова А. А., Медовая С. Г., Воронина Т. Н., Скрипченко В. Н. — «Ме-
тизное производство». Сб. № 3, М., «Металлургия», 1974 (МЧМ СССР ,
вып. 6, с. 133—139.
65. Гаврилюк В. Г., Мешков Ю. Я-, Прокопенко В, Г., Терских С. А. — В кн.:
Прочность и долговечность канатов. Киев, «Техншка», 1975, с. 26—30.
66. Гуляев А. П., Писаревский Л. Ш. —МиТОМ, 1972, № 3, с. 64—66.
67. Гриднев В. Н., Мешков Ю. Я-, Ошкодеров С. П., Трефилов В. И. — Фи-
зические^ основы электротермического упрочнения. Киев, «Наукова думка»,
68. Гриднев В. Н., Мешков Ю. ЯНиконенко Д. И., Черненко Н. Ф. — В кн.:
Стальные канаты. Вып. 9. Киев, «Техшка», 1971, с. 292—300.
69. Саррак В. И., Суворова С. О., Филиппов Г. А. — В кн.: Металлофизика.
Вып. 54. Киев, «Наукова думка», 1974, с. 94—97.
70. Саррак В. И., Суворова С. О., Энтин Р. И. — ФММ, 1970, т. 30, вып. 2,
с. 1132—1135.
71. Еднерал Н. В., Саррак В. И., Скаков Ю. А., и др. — «Изв. вузов. Чер-
ная металлургия», 1976, с. 157—160.
72. Magee С. L., Paxton Н. W. —«Trans. AIME», 1968, v. 242, № 8, р. 1741—
1749.
73. McEvely A. J., Ku R. С., Johnston T. L. — «Trans. AIME», 1966, v. 236,
№ 1, p. 108—114.
74. Васильева А. Г,—«Изв. вузов. Машиностроение», 1971, вып. 2, с. 138—
75. Васильева А. Г. — ФХОМ, 1970, № 3, с. 75—83.
76. Васильева А. Г., Прокошкин Д. А., — МиТОМ, 1971, № 1, с. 2—10.
77. Васильева А. Г., Горюшин В. В., Комиссарова Л. А. и др. — ФХОМ, 1976,
№ 5, с. 85—89.
78. Muir Н., Averbach В., Cohen М. — «Trans. ASM», 1955, v. 47, р. 380—408.
79. Гуляев А. П., Зикеев В. Н., Голованенко Ю. С. —МиТОМ, 1978, № 7,
с. 60—67.
80. Воловович П. Ю., Гаврилюк В. К., Мешков Ю. Я- — В кн.: Металлофизика.
Вып. 67. Киев, «Наукова думка», 1977, вып. 67, с. 77—79.
81. Лазько В. Г., Лазько В. Е., Овсянников Б. М. —«Проблемы прочности»,
№ 7, с. 113—117.
82. Комарова Т. В. — В кн.: Исследования в области прочности и пластичности
материалов. Воронеж, изд. ВГУ, 1978, с. 28—33.
83. Anaud L., Gurlaud J. —«Trans. Met. Soc.», 1975, v. 6A, № 4, p. 928—931,
84. Прайст А., Мей H. — В кн.: Вязкость разрушения высокопрочных мате-
риалов. Пер. с англ. М., «Металлургия», 1973, с. 161—163.
85. Романив О. Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. М., «Ме-
таллургия», 1979. 176 с. с ил.
86. Vishneovsky С., Steigerwald Е.—Fracture — Toughnes — Cryogenic Tem-
perature. Philadelphia. ASTM STP, № 496, 1971, p«. 3—26.
87. Brook R., Silva P.—«Journ. of Fracture», 1976, v. 12, № 1, p. 27—32.
88. Лившиц Л. С., Сиднева Л. В., Щербаков В. С. — В кн.: Легирование и
хрупкость стали. Киев, изд. Института проблем литья АН УССР, 1971,
с 92______99
89. Арбузов М. П., Бушуев Ю. Е. — МиТОМ, 1970, № 1, с. 13—18.
90. Гольденберг А. А., Кйрпичева Т. И. — МиТОМ, 1973, № 4, с. 31—35.
91. Рахштадт А. Г., Серебрин С. М., Семенов В. М. и др. —«Изв. вузов.
Машиностроение», 1972, № 5, с. 177—180.
92. Устиловский С. Я- Реферативный журнал М., «Металлургия». 1974, № 10,
реф. 10И679.
93. Рахштадт А. Г., Семенов В. М., Серебрин С. М., Степанов И. Е,, Шапош
ников Н. Н. — «Проблемы прочности», 1974, № 5, с. 68- 72,
94. Семенов В. М., Серебрин С. М., Захаров В. К., Бордин В. Ф., Парфенов*
ская Н. Г., Степанов И. Е. — В кн.: Перспективные конструкционные ма-
териалы в тракторостроении (Труды НАТИ, вып. 245), М., 1976, с. 19 -25.
95. Семенов В. М., Серебрин С. М., Захаров В. К., Рунов В. В., Шахназа-
ров В. Н., Рахштадт А. Г. — МиТОМ, 1974, № 4, с. 72—73.
96. Семенов В. М., Серебрин С. М. Производство и технология. М., изд.
ЦНИИТЭИтракторсельхозмаш, 1975. 54 с. с ил.
97. Фридман Я. Б. Механические свойства металлов. М., «Машиностроение»,
1974, т. 1. 472 с. с ил.; т. 2. 368 с. с ил.
98. Потак Я. М. Высокопрочные стали. М., «Металлургия», 1972. 208 с. с ил.
99. Георгиев М. Н. Вязкость малоуглеродистых сталей. М., «Металлургия»,
1973. 224 с. с ил.
100. Серебрин С. М., Рахштадт А. Г., Семенов В. М. —МиТОМ, 1976, № 8,
с. 48—50.
101. Shojii Т. — «Metal Sci», 1976, v. 10, № 5, р. 165—169.
102. Серебрин С. М., Рахштадт А. Г., Семенов В. М. Надежность и долго-
вечность изделий из конструкционных сталей для машиностроения и при-
боростроения. ЛДНТП, 1974, с. 77—78.
103. Семенов В. М., Рахштадт А. Г., Серебрин С. М., Минаев В. Н. — «Физико-
химическая механика материалов», 1975, № 1, с. 99—100.
104. Карпенко Г. В. Похмурский В. И., Далисов В. Б., Залиховский В. С. Влия-
ние диффузионных покрытий на прочность стальных изделий. Киев, «Нау-
кова думка», 1971, 150 с. с ил.
105. Семенов В. М., Рахштадт А. Г., Серебрин С. М., Минаев В. Н. -— «Авто-
мобильная промышленность», 1973, № 3, с. 35—36.
106. Прокошкин Д. А., Серебрин С. М., Семенов В. М. — МиТОМ, 1979,
№ 10, с. 25—28.
107. Криштал М. А. Механизм диффузии в железных сплавах. М., «Металлур-
гия», 1972. 400 с. с ил.
108. Ващенко А. И., Зеньковский А. Г., Лифшиц А. Е,, Шульц Л. А. — В кн.:
Окисление и обезуглероживание стали. М., «Металлургия», 1972, с. 38—80.
109. Виноградов В. Н., Рахштадт А. Г., Супов А. В., Хачатуров С. С. — В кн:.
Прогрессивные методы термической и химико-термической обработки.
М., «Машиностроение», 1972, с. 16—23.
ПО. Рунов В. В. Состояние и основные направления совершенствования рес-
сорно-пружинных сталей. М., изд. НИИавтопрома, 1979. 54 с. с ил.
111. Семенов В. М., Серебрин С. М. и др. — В кн.: Новые материалы и тех-
нологические процессы в тракторном и сельскохозяйственном машинострое-
нии. Вып. 16. М., ЦНИИТЭИтракторсельхозмаш, 1977, с. 25—34.
112. Сахарова В. Я. — В кн.: Металлургия и коксохимия. Вып. 36. Киев,
1973, с. 95—98.
113. Карпов Л. Г. — МиТОМ, 1973, № 6, с. 54—57.
114. Зубов В. Я., Грачев С. В., Анцис А. И. — «Изв. вузов. Черная металлур-
гия», 1973, № 6, с. 106—109.
115. Гуляев А. П., Зеленова В. Д., Кнорозов Г. Б. — «Проблемы прочности»,
1973, № 3, с. 24—27.
116. Сахарова В. Н., Котова Л. И. — В кн.: Термическая обработка металлов.
Вып. 1. М., «Металлургия», 1972, с. 136—138.
117. Рунов В. В., Семенов В. М., Шепеляковский К. 3. — «Вестник машинострое-
ния», 1972, № 9, с. 64—66.
118. Рунов В. В., Семенов В. М., Рунова А. С. и др. —МиТОМ, 1976, № 1,
с. 73—75.
119. Селяво А. Л., Рулина 3. M.f Бондарева Е. В. —МиТОМ, 1979, № 11,
с. 48—50.
120. Sato S., Oshima R., Nishiama Z. —«Mem. Inst. Sci. a. Ind Res. Osaka
Univ.», 1965, v. 22, p. 59—62.
121. Грачев С. В., Мальцева Л. А. «Термическая обработка и физика металлов».
Свердловск, 1974 (УПИ, вып. 4), с. 22—30.
394
395
122. Г ранее С. В., Мальцева Л. А., Битюков С. М., В кн.: Стали и сплавы в при-
боростроении и прецизионном машиностроении. М., МДНТП, 1975, с. 92—
94.
123. Г ранее С. В., Зубов В. Я., Мальцева Л. А. — В кн.: Прочность и долговеч-
ность стальных канатов. Киев, «Техшка», 1975, с. 62—65.
124. Грачев С. В., Казяева И. Л. — В кн.: Современные металлы и сплавы в при-
боростроении. М., МДНТП, 1972, с. 120—122.
125. Алексеева Л. Е., Саррак В. И., Суворова С. О. и др. — «Проблемы
физики металлов и металловедения». Сб. № 1. М., «Металлургия», 1972
(МЧМ СССР), с. 50—56.
126. Саррак В. И., Суворова С. О., Еднерал и др. — ФММ, 1974, т. 37,
вып. 6, с. 1284—1289.
127. Еднерал Н. В., Саррак В. Н., Скоков Ю. А. и др. — ФММ, 1976, т. 42,
вып. 6, с. 1311 — 1314.
128. Саррак В. И., Суворова С. О., Серебренников Г. —«Изв. АН СССР. Ме-
таллы», 1976, № 1, с. 128—129.
129. Алексеева Л. Е., Саррак В. И., Суворова С. О. — «Изв. АН СССР. Ме-
таллы», 1976, № 2, с. 152—157.
130. Забильский В. В., Суворова С. О., Саррак В. И. и др. — ФХОМ, 1978,
№ 4, с. 98—101.
131. Критская А. И., Мелкова Г. А. — «Приборы и системы управления», 1976,
№ 9, с. 50—51.
132. Романенкова Г. А., Рахштадт А. Г., Мелкова Г. А. и др. — В кн.: Стали
и сплавы в приборостроении и прецизионном машиностроении. М., МДНТП,
1975, с. 54—58.
133. Суворова С. О. Гроссвальд В. Г., Саррак В. И. и др. — «Изв. АН СССР.
Металлы», 1975, № 5, с. 142—145.
134. Бернштейн М. Л. Термомеханическая обработка. М., «Металлургия»,
1968, т. 1 и 2. 1172 с. с ил.
135. Бернштейн М. Л., Рахштадт А. Г. — «Сталь», 1962, № 4, с. 346—349.
136. Шаврин О. И., Исмагилов М. М. — В кн.: Повышение прочности и долго-
вечности деталей машин. Ижевск, (ижевский механический ин-т), 1974,
с. 20—28.
137. Шаврин О. И., Бахматов А. Л., Кудрявцев М. М. — В кн.: Повышение
прочности и долговечности деталей машин. Ижевск, (ижевский механи-
ческий ин-т), 1974, с. 44—55.
138. Бернштейн М. Л., Платова С. Н., Деркачева С. Н., Капуткина Л. М. —
(В кн.: Повышение прочности и долговечности деталей машин. Ижевск,
ижевский механический ин-т), 1974, с. 89—101.
139. Бернштейн М. Л., Гусейнов С. А., Займовский В. А., Семенов В. М. —
В кн.: Повышение конструктивной прочности сталей и сплавов. Т. 2. М.,
МДНТП, 1970, с. 140—144; в кн.: «Технология автомобилестроения», 1972,
сер. XIV, 4 (18), с. 17—20.
140. Бернштейн М. Л., Семенов В. М., Займовский В. А. — В кн.: Повыше-
ние прочности и долговечности деталей машин. Ижевск, изд. Ижевского
мех. ин-та, 1972, с.—3—13.
141. Термоэлектрохимическая обработка упругих элементов. М., «Машинострое-
ние», 1978. с. с ил. Авт.: С. Я. Грилихес, Р. И. Мишкевич, А. Г. Рахштадт,
А. М. Габышев.
142. Белоглазов С. М. Наводороживание стали при электрохимических про-
цессах. Л., изд-во ЛГУ, 1975. 412 с. с ил.
143. Воробьев Г. Я. Коррозионная стойкость материалов в агрессивных средах
химических производств. М., «Химия», 1975. 816 с. сил.
144. Алексеенко М. Ф., Федотова Л. С., Мухина 3. Н. —МиТОМ, 1979, № 12,
с. 7—9.
145. Бирман С. Р., Михайлец О. П. —«Электротехническая промышленность.
Бытовая электротехника», 1975, № 4. (29), с. 18—20.
146. Бирман^С. Р., Михайлец О. П.—«Электротехническая промышленность.
Бытовая электротехника», 1976, № 2 (33), с. 17—33.
147. Рахштадт А. Г., Акимова А. Ю, —МиТОМ, 1973, № 4, с. 71—73.
396
148. Пастухова Ж. П., Рахштадт А. Г. Пружинные сплавы меди. М.( «Мг«
таллургия», 1979. 334 с. с ил.
149. Шлямнева И. А,, Галов А. Г., Прокошкин Д. А., Васильева А. Г. — В кн.:
Стали и сплавы в приборостроении и прецизионном машиностроении. М.,
МДНТП, 1975, с. 88—91.
150. Прокошкин Д. А., Васильева А. Г., Галов А. Г,, Шлямнева И. А, — «Струк-
тура, свойства и термическая обработка стали и сплавов». М., МВТУ
им. Баумана, 1976, № 214, с. 6—15.
151. Рахштадт А. Г., Акимова А. Ю., Родькина Т. И., Шепилова Т. Н. —
В кн.: Металловедение и термическая обработка. М., «Машиностроение»,
1971, с. 50—60.
152. Ирвин К. Д., Пиккеринг Ф. Б. — В кн.: Высоколегированные стали. М.,
«Металлургия», 1969, с. 75—103.
153. Грачев С. В., Битюков С. М., Красильников А. Л., Клековкин А. А. —
В кн.: Прочность и долговечность стальных канатов. Киев, «Техн1ка»,
1975, с. 59—61.
154. Грачев С. В.* Мальцева Л. А., Битюков С. М., Червинский В. Ф. — В кн.:
Стали и сплавы в приборостроении и прецизионном машиностроении. М.,
МДНТП, 1975, с. 92—99.
155. Шрамко Т. Я-, Головчинер Я. М. — В кн.: Новые стали и сплавы в маши-
ностроении. М., «Машиностроении», 1976, с. 41—45.
156. Дюлье Д. и Дж. Наттинг. — В кн.: Высоколегированные стали. М.,
«Металлургия», 1969, с. 287—299.
157. Спиридонов В. Б., Гордеев Ю. П., Подгорский В. Я. — МиТОМ, 1976,
№ 5, с. 25—30.
158. Прецизионные сплавы. Справочник. М., «Металлургия», 1974. 447 с. с ил.
159. Дьюлис Дж. — В кн.: Высоколегированные стали. М., «Металлургия»,
1969, с. 330—375.
160. Суховаров В. Ф. — «Изв. вузов. Физика», 1968, № 4, с. 130—132.
161. Суховаров В. Ф., Кольчужкина А. И., Караваева В. В. — ФММ, 1972,
т. 34, вып. 1, с. 103—106.
162. Суховаров В. Ф., Бушнев Л. С., Караваева В. В. и др. — МиТОМ, 1968,
№ 4, с. 47—49.
163. Скалков Ю. А., Барли К. В., Миловзоров Г. С.—«Изв. АН СССР. Серия
физическая», 1970, т. 34, № 7, с. 1570—1573.
164. Караваева В. В., Суховаров В. Ф.—«Изв. вузов. Физика», 1966, № 5,
с. 126—134.
165. Суховаров В. Ф., Бушнев Л. С., Кольчужкина А. И. —«Изв. вузов. Фи-
зика», 1968, № 6, с. 20—24.
166. Суховаров В. Ф., Иванова Р. П., Горенко Л. К. и др.— «Изв. вузов. Физика»,
1974, № 5, с. 29—35.
167. Суховаров В. Ф., Строкатов Р. Д. — ФММ, 1975, т. 40, вып. 2, с. 348—
353.
168. Суховаров В. Ф., Строкатов Р. Д., Свитич Ю. В. — «Изв. вузов. Физика»,
1977, № 9, с. 55—58.
169. Суховаров Р. Ф., Караваева В. В. — «Изв. вузов. Физика», 1968, №2,
с. 11—15.
170. Лариков Л. Н., Шматко О. А. Ячеистый распад пересыщенных твердых
растворов. Киев, «Наукова думка», 1976, 223 с. с ил.
171. Суховаров В. Ф.} Караваева В. В. — «Изв. вузов. Физика», 1968, №2,
172. Суховаров В. Ф. Караваева В. В. — «Изв. вузов. Физика», 1967, № 8,
173. Суховаров В. Ф., Кольчужкина А. И. и др. — МиТОМ, 1972, № 2, с. 4—6.
174. Суховаров В. Ф., Строкатов Р. Д., Кудрявцева Л. А. — ФММ, 1977, т. 44,
вып. 3, с. 547—552.
175. Суховаров В. Ф., Иванова Р. П., Караваева В. В. и др. — ФММ, 1975,
т. 40, вып. 6, с. 1268—1272.
176. Суховаров В. Ф., Кольчужкина А. 'И., Бушнев Л. С. —«Изв. вузов. Фи-
зикаЬ, 1969, № 5, с. 90—93.
177. Суховаров В. Ф., Караваева В. В. — «Изв. вузов. Физика», 1968, Яа 3,
397
178. Суховаров В. Ф., Иванова Р. П., Горенко Л. К. и др. — «Изв. вузов. Фи-
зика», 1974, № 7, с. 19—24.
179. Суховаров В. Ф., Караваева В. В.—«Изв. вузов. Физика», 1970, № 2
180. Строкатов Р. Д., Суховаров В. Ф., Караваева В. В. — ФММ, 1977, т. 43,
вып. 3, с. . 667—671.
181. Суховаров В. Ф., Иванова Р. П. —«Изв. вузов. Физика», 1975, № 2, с. 22.
182. Суховаров В. Ф., Штейн С. Г., Буткевич Л. М. —«Изв. вузов. Физика»,
1974, № 1, с. 117—120.
183. Schapfenrger IF., Schuttrumbf A., Borchers И. —«2. fur Metallkinde», 1971,
v. 62, № 7, с. 540—542.
184. Суховаров В. Ф., Строкатов Р. Д. — ФММ, 1977, т. 44, вып. 1, с. 195
185. Суховаров В. Ф., Строкатов Р. Д. —«Изв. вузов. Физика», 1977, № 5
186. Суховаров В. Ф.у Иванова Р. П. —МиТОМ, 1977, № 7, с. 72—74.
187. Белов Б. Г., Труфанов Д. Г. — МиТОМ, 1968, № 10, с. 60—61.
188. Секоян С. С., Субботина Е, К. — В кн.: Стали и сплавы в приборостроении
и прецизионном машиностроении. М., МДНТП, 1975, с. 60—66.
189. Барсеьян Л. В., Белов Б. Г., Захаров Е. К. и др.—«Прецизионные
сплавы». Сб. № 1. М., «Металлургия», 1972 (МЧМ СССР), с. 44—48.
190. Белов Б. Г., Захаров Е. К., Зубова Л. В. и др. —МиТОМ, 1976, № 3
191. Белов Б. Г., Захаров Е. К., Зубова Л. В. — В кн.: Стали и сплавы в при-
боростроении и прецизионном машиностроении. М., МДНТП, 1975, с. 126
192. Белов Б. Г., Захаров Е. К., Зубова Л. В. —«Прецизионные сплавы». Сб.
№ 5, М., «Металлургия», 1979 (МЧМ СССР), с. 40—43.
193. Барсегьян Л. В., Самарина И. М., Сидорова И. В. — МиТОМ, 1979, № 12
194. Романенкова Г. А., Рахштадт А. Г. — В кн.: Новые стали и сплавы в ма-
шиностроении, М., «Машиностроение», 1976, с. 45—51.
195. Тяпкин Ю. Д., Травина Н. Т., Угарова Е. В. — ФММ, 1977, т. 44, вып. 6,
196. Прокошкин Д. А., Климов В. Н.у Челышев А. Г. —«Структура, свойства
и термическая обработка стали и сплавов». М., ВМТУ им. Баумана, 1976,
№ 214, с. 117—121.
197. Климов В. И., Челышев А. Е., Рахштадт А. Г. — В кн.: Надежность и
долговечность изделий из конструкционных сталей для машиностроения
и приборостроения. Л., ЛДНТП, 1974, с. 60—64.
198. Химушин Ф, Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М., «Металлургия», 1969.
199. Зотеев В. С., Устименко М. Ю., Гудков А. А., Балашев Л. В. — МиТОМ,
1973, № 8, с. 68—70.
200. Устименко М. Ю., Захаров Ю. В., Мартиросян О. Г., Соколова 3. Д. —
' «Специальные стали и сплавы». М., «Металлургия», 1972 (ЦНИИЧМ. Сб.
№ 1), с. 118—122.
201. Яшина Т. И., Рахштадт А. Г., Левин Ф. Л. и др. — «Сталь», 1975, № 10,
202. Рахштадт А. Г., Яшина Т. И., Левин Ф. Л. — В кн.: Прогрессивные
процессы термической и химико-термической обработки в машиностроении.
М., «Машиностроение», 1973, с. 28—35.
203. Рахштадт А. Г., Яшина Т. И., Левин Ф. Л. — «Изв. вузов. Машино-
строение», 1977, № 4, с. 145—149.
204. Левин Ф. Л., Капуткин И. И., Беляева В. А., Яшина Т. И., Рах-
штадт А. Г. —«Специальные стали и сплавы». М., «Металлургия», 1975
(ЦНИИЧМ. Сб. № 5), с. 85-88.
205. Рахштадт А. Г., Яшина Т. И.у Левин Ф. Л. — В кн.: Высокопрочные
немагнитные, стали. М., «Наука», 1978, с. 39—48.
206. Краснопевцева Т. В,, Парецкая Р. М., Князева Г. Г. — В кн.: Современные
пружинные сплавы, их обработка и испытание. Ч. 1. Л., ЛДНТП, 1967,
с. 15—21.
207. Талакин Н. И.у Лашко Н. Ф., Карпов А. Г. и др. —МиТОМ, 1979, № 4,
208. Захаров Е. К., Белов Б. Г. — «Прецизионные сплавы». Сб. № 2. М., «Ме-
таллургия», 1975 (МЧМ СССР), с. 67—81.
209. Жданова А. С., Арцишевская Л. Ф., Солъц В. А. — «Прецизионные сплавы».
Сб. № 2, М., «Металлургия», 1975 (МЧМ СССР), с. 67—81.
210. Захаров Е. К., Овчаров В. Л.у Третьяков Б. Н.уФилянд М. А., Алешин И. И.,
ПиороТ. Я. — «Прецизионные сплавы». Сб. № 4. М., «Металлургия», 1978
398
(МЧМ СССР), с. 5—8.
211. Васильев В. Р., Глезер А. М.у Захаров Е. К., Пастухова Ж. П., Рах-
штадт А. Г. — МиТОМ, 1978, № 10, с. 73—75.
212. Васильев В. Р., Глезер А. М., Захаров Е, К., Пастухова Ж. П., Рах-
штадт А. Г. — ФММ, 1979, т. 48, вып. 1, с. 114—120.
213. Fujita Н.у Ueda S — «Acta Metallurgica», 1972, v. 20, № 5, p. 759—767.
214. Ueda S., Fujita H. —«Trans. Inst. Met. of Japan»^ 1977, v. 18, p. 169.
215. Glen S., Gareth T. —«Met. Trans.», 1974, v. 5, № 9, p. 2095—2102.
216. Лысак Л. И. — В кн.: Металлофизика. Вып. 54. Киев, «Наукова думка»,
1974, с. 3—15.
217. Лысак Л. И., Устинов А. И. — ФММ, 1977, т. 42, вып. 3, с. 601—608.
218. Бородкина М. М. — «Прецизионные сплавы». Сб. № 2. М., «Металлургия»,
1975 (МЧМ СССР), с. 112—135.
219. Бадретдинова М. А., Глезер А. М. — ФММ, 1978, т. 45, вып. 3, с. 621.
220. Drapier J. М.у Viatour Р., Coutsouradis DHabraken L. —«Cobalt», 1970,
№ 49, p. 171—186.
221. Жданова А. C.y Сольц В. A. — В кн.: Стали и сплавы в приборострое-
нии и прецизионном машиностроении. М., МДНТП, 1975, с. 120—125.
222. Сольц В. А., Жданова А. С., Енороз М. М. и др. — «Сталь», 1970, № 4
223. Copley S. М.у Duhl D. А., Ееаг В. //.—Metals Eng. Quarterly, 1972,
№ 4, р. 59—60.
224. БаразВ. Р.у Грачев С. В., ЕоэмецА. Р. и др. — ФММ, 1981, т. 51, вып. 1
225. Рулина 3. М.у Соловьева Г. Г., Селяво А. Л., Сорокина Е. П. —МиТОМ,
1979, № 2, с. 34—36.
226. Балацкий Е. Е., Цобкало С. О., Селяво А. Л., Рулина 3. М. — МиТОМ,
1977, № 5, с. 62—66.
227. Бараз В. Р., Попова Л. Е.у Рольщиков А. В. — В кн.: Прочность и долго-
вечность стальных канатов. Киев, «Техшка», 1975, с. 3—7.
228. Бараз В. Р.у Грачев С. В., Еазяева И. Д. — ФММ, 1974, вып. 4, с. 837
229. Бараз В. Р.у Грачев С. В., Попова Л. Е. — В кн.: Термическая обработка
и физика металлов. Вып. 2. Свердловск, Книжное издательство, 1978
230. БаразВ. Р., Григорьева В. Н., Перебоева А. А. — ФММ, 1978, т. 47, вып. 5
231. Бараз В. Р.у Грачев С. В., Попова Л. Е.у Перебоева А. А. — «Изв. вузов.
Черная металлургия», 1968. № 2, с. 113—116.
232. Бараз В. Р., Грачев С. В., Валовина Г. И. — ФММ, 1974, т. 38, вып. 5
233. БаразВ. Р., Родионов Д. П.у Грачев С. В. — В кн.: Взаимодействие дефек-
тов и свойства металлов. Тула, Книжное издательство, 1976, с. 159—162;
«Изв. вузов. Цветная металлургия», 1977, № 1, с. 160—162.
234. Борисов В. А., Еалачев И. Б., Шпицберг А. Л. и др. — Вкн.: «Металлы
в приборостроении». М., МДНТП, 1981, с. 90—95.
235. Eirman J. —«J. of the Iron a. Steel Institute», 1969, v. 207, p. 19.
236. Ховова О. M., Гевелинг H. H.y Рахштадт А. Г. — «Структура, свойства
и термическая обработка стали и сплавов». М., МВТУ им. Баумана, 1976,
№ 214, с. 89—96.
237. Ховова О. М.у Гевелинг Н. Н., Рахштадт А. Г. — В кн.: Новые стали
и сплавы в машиностроении. М., «Машиностроение», 1976, с. 51—60.
238. Барсегъян.Л. В., Рахштадт А. Г., Челышев А. Е. — В кн.: Стали и сплавы
в приборостроени и прецизионном машиностроении. М., МДНТП, 1975
239. Зимина Л. Н. —Специальные стали и сплавы. М., «Металлургия», 1972
(ЦНИИЧМ. Сб. № 77), с. 83—89.
240. Барсегъян Л. В., Самарина Н. М. — В кн..-Тезисы докладов 10-й Всесоюз-
ной конференции по электронной микроскопии в Ташкенте. М., изд. Инсти-
тута кристаллографии им. А. В. Шубникова, 1976 49 с.
241. Masumoto Н., Sawaya S., Eikuchi К. — «Trans. Japan Inst. Met.», 1971.
v. 12, p. 86—89.
242. Jones E. A., Moss S. C., Rose R> M. —«Acta Metallurgica», 1969, v. 17,
N 4, April, p. 365—372.
243. Albert H. und Pfeiffer I. — «Z. Metallkunde», 1972, Bd 63, H. 3, S. 126
244. Collings E. W.y Ho J. C. — «Phys. Letters», 1972, v. 40A, № 4, p. 337.
245. Walker E.y Ortelli J. und Peter M.—«Phys. Letters», 1968, v. 31A, p. 365.
399
246. Полъдяева Г. П., Захаров Ё, К., Пузей И. М. — «Металлы в приборострое-
нии». М., МДНТП, 1981, с. 50—52.
247. Masumoto Н,, Sawaya S., Kikuchi М. — «Trans. Japan Inst. Metals», 1978,
v. 19, № 12, p. 691—700.
248. Masumoto H., Sawaya S., Kikuchi M.—«J. Japan Inst. Metals», 1972,
v. 36, № 2, p. 176—181.
249. Богачев И. Кибалъник В. Д., Фролова Т. Л,, Чумакова Л, Д. — ФММ,
1974, т. 37, вып. 5, с. 966—972.
250. Хоменко О. А,, Хилъкевич И. Ф., Звигинцева Г. Е. — ФММ, 1978, т. 46,
вып. 6, с. 1190—1198,
251. Хоменко О. А., Хилъкевич И. Ф. —МиТОМ, 1981, № 3, с. 52—54.
252. Велищанский А. В., Макарова В. И., Лешковцева И. Г. — «Изв. вузов.
Машиностроение», 1971, № 4, с. 150—155.
253. Велищанский А. В., Макарова В. И., Лешковцева И. Г. — «Изв, вузов.
Машиностроение», 1971, № 5, с. 164—167.
254, Власова Е. И., Машорин В. И. — «прецизионные сплавы». Сб. № 5. М.,
«Металлургия», 1979 (МЧМ СССР), с. 78—86.
255. Макарова В. И., Лешковцева И. Г., Велищанский А. В. — «Йзв. вузов.
Машиностроение», 1968, № 12, с. 146—151.
256. Волков А. С., Чиненкова С. В. — ФММ, 1970, т. 28, вып. 2, с. 433—436.
257. Чиненкова С. В. — ФММ, 1971, т. 32, вып. 2, с. 434—443.
258, Горелик С. С., Летюх Л. М., Селезнев А. В. — В кн.: Современные ме-
таллы и сплавы в приборостроении. М., МДНТП, 1972, с. 167—170.
259. Хоменко О. А., Сазыкина А. В., Тарновский Г. А. — МиТОМ, 1980, № 1,
260. Хоменко О. А., Хилъкевич И. Ф., Тарновский Г. А. — «Прецизионные сплавы»
Сб. № 1, «Металлургия», 1972 (МЧМ СССР), с. 66—75.
261, Дробышев Б. А., Борисов В. А., Шпицберг А. Л., Калачев И. Б., Дья-
ченко Н. В. — В кн.: Металлы и сплавы в приборостроении в прецизион-
ном машиностроении. М., МДНТП, 1975, с. 116—120.
262. Борисов В. А., Барли К. В., Дробышев Б. Л. и др. — В кн.: Металло-
ведение и термическая обработка в автомобилестроении. М., «Машинострое-
ние», 1979, Вып. 1, с. 130—134.
263. Прокошкин Д. А,, Васильева Е. В. Сплавы ниобия. М., «Наука», 1969.
264. Васильева А. Г. —«Изв. вузов. Машиностроение», 1965, № 5, с. 164—170.
265. Васильева Е. В., Горбова А. С., Прокошкин Д. А. и др. — «Изв. вузов.
Машиностроение», 1974, № 8, с. 173—174.
266. Прокошкин Д. А., Арзамасов В. Б., Васильева Е. В. — «Изв. вузов. Маши-
ностроение», 1976, № 4, с. ПО—112.
267. Васильева Е. В., Воронова Т. А., Горбова А. С. —«Структура и свойства,
термическая обработка стали и сплавов». М., МВТУ им. Н. Э. Баумана,
1978, № 280, с. 34—37.
268. Елисеев С. А., Шпицберг А. Л., Барсова В. Г. и др. — В кн.: «Металлы
и сплавы в современном приборостроении и радиоэлектронике». М., МДНТП,
1981, с. 96—99.
269. Пастухова Ж. П., Рахштадт А. Г. — Пружинные сплавы меди. М., «Ме-
таллургия», 1979. 335 с. с ил.
270. Розенберг В. М,, Иедлинская 3. М., Черникова А. В., Гуревич Р. Л., Кон-
дакова Э. В. — «Цветные металлы», 1976, № 6, с. 65—68; Черникова А. В.,
Иедлинская 3. М., Шандалова Е. Ф.—«Металловедение и термическая
обработка цветных металлов и сплавов», М., «Металлургия», 1978 (Гипро-
цветметобработка, вып. 55), с. 50—56; Розенберг 'В. М., Черникова А. В.,
Иедлинская 3. М. и др. — Там же, с. 47—50.
271. Шпичинеций, Мачулъская Г. Л., Федоренко В. П., Хаютин С. Г. — В кн.:
Сплавы цветных металлов. М., «Наука», 1972, с. 235—238.
272. Мачулъская Г. А., Федоренко В. П., Хаютин С. Г., Шпичинецкий Е. С. —
Электротехнические сплавы». М., «Металлургия», 1974, «Гипроцветметоб-
работка». Вып. 41, с. 31—39.
273. Вольфсон Т. Я., Мачулъская Г. А., Шпичинецкий Е. С. —«Электротехни-
ческие сплавы». М., «Металлургия», 1974, («Гипроцветметобработка», Вып.
41), с. 19—26.