1. Нестареющие холоднокатаные стали

Нестареющие стали для холодной штамповки должны иметь минимально возможное содержание всех примесей (С, N, Mn, Si, Cr, Ni, S, P и др.), низкую твердость и прочность, высокое относительное и равномерное удлинение, большую вытяжку (проба по Эриксену), холоднокатаный лист из них должен иметь высокое качество поверхности и не быть склонным к деформационному старению.

Удлинение, %

Рис. 86. Схематические диаграммы растяжеиня хо­лоднокатаной отожжениой стали, склонной к деформа – цноиому старению (а) к нестареющей (б)

Склонность к деформационному старению таких сталей является главнейшим показателем их качества, так как при штамповке сложных изделий с большой вытяжкой из хо­лоднокатаных листов, подверженных старению, образуются поверхностные дефекты: полосы — линии скольжения или линии Чернова — Людерса (рис. 85). Образование полос— линий скольжения связано с неоднородной деформацией ме­талла на площадке текучести. Наличие зуба и площадки текучести, ее длина являются критериями склонности ста­ли к деформационному старению, а следовательно, к спо­собности образовывать дефекты в виде полос — линий скольжения. На рис. 86 приведены диаграммы растяжения для стали, склонной к деформационному старению, и для нестареющей стали. Чем больше протяженность площадки текучести, тем сталь более склонна к деформационному старению.

Рнс. 85. Лнннн скольжения Чернова—Людерса на поверхности эмалированного изделия, полученного холодной штамповкой, Хб

Как известно, зуб и площадка текучести на диаграмме растяжения обусловлены закреплением дислокаций атмос­ферами Коттрелла (атомами внедрения — углерода и азо­та) и вырывом дислокаций из закрепления при достижении предела текучести. Площадка те­кучести обусловлена движением свободных, вырванных из закреп­ления дислокаций при постоян­ном напряжении. Следовательно, ответственными за деформацион­ное старение являются находящи­еся в твердом растворе атомы внедрения. Атомам азота принад­лежит главная роль в иницииро­вании склонности к деформаци­онному старению. Причиной это­го является большая раствори­мость и диффузионная подвижность атомов азота в ct-железе по сравнению с углеродом, а также то, что в отожженной стали углерод в основном весь выделяется из твердого раствора в виде третичного цементита. При плот­ности дислокаций в отожженной стали около IO6—IO8CM-2 для их закрепления в твердом растворе требуется около IO-3—IO-4 % атомов (C+N). Поэтому, чтобы сделать сталь нестареющей, необходимо азот вывести из твердого раство­ра, связав его нитридообразующими элементами. Такой путь и используется при создании нестареющих сталей. В качестве нитридообразующих элементов на практике ис­пользуют алюминий или ванадий, хотя в исследованиях ус­тановлена также возможность связать азот в нитриды вве­дением в сталь титана, хрома и бора. Показана также по­ложительная роль увеличения содержания марганца в уменьшении интенсивности развития деформационного ста­рения.

Нитриды AlN или VN образуются в сталях в процессе отжига холоднодеформированной стали. Технология отжи­га имеет большое значение для полноты связывания азота в нитриды. Однако даже при введении в сталь нитридооб­разующих элементов часть азота может оставаться в твер­дом растворе, и при содержании в а-железе (C+N) > >10~3—IO^4 % будет происходить закрепление им дисло­каций. С целью исключения возможности деформационного старения лист перед штамповкой подвергают дрессировке. Дрессировка представляет собой небольшую пластическую деформацию (до 2 %) отожженной стали, в результате ко­торой происходит вырыв закрепленных дислокаций из ат­мосфер Коттрелла. Следовательно, даже склонная к ста­рению сталь после дрессировки не имеет площадки текуче­сти и становится несклонной к деформационному старению. Однако следует иметь в виду, что во время транспор­тировки или складирования дрессированной стали до нача­ла штамповки азот может успеть продиффундировать к дислокациям, закрепить их и снова вызвать деформацион­ное старение. Поэтому время между окончанием дрессиров­ки и началом штамповки не должно превышать, как пра­вило, 10 сут. Последнее особенно важно для стали, не со­держащей нитридообразующих элементов.

Тонколистовую сталь для холодной штамповки изготов­ляют в соответствии с ГОСТ 9045—80.

Для изделий с относительно несложной вытяжкой при­меняют сталь 08кп. Более сложные изделия изготавливают в основном из стали 08Ю (0,02—0,05 % Al) и реже из стали 08Фкп (0,02—0,04 % V). Сталь 08кп склонна к деформаци­онному старению, а стали 08Ю и 08Фкп нестареющие. Пос­ле отжига холоднокатаный лист подвергают дрессировке.

Перед штамповкой лист имеет низкую прочность (ав< <190—210 МПа; ств = 260—360 МПа) и высокую пластич­ность (6=42—50%), что, обеспечивает хорошую штампу – емость. Методом контроля склонности стали к деформаци­онному старению является запись диаграммы растяжения с целью определения наличия площадки текучести.

Применение нестареющей стали позволяет исключить брак в виде полос — линий скольжения при штамповке из­делий с особо сложной вытяжкой.

2. Двухфазные стали

161

Для штампованных деталей и изделий, которые должны иметь повышенную прочность, в последнее время применя­ют двухфазные низколегированные стали с феррито-мартен – ситной структурой. Эти стали обладают низким сопротив­лением малым пластическим деформациям (пределом теку­чести), высокими значениями временного сопротивления, равномерного и общего удлинения, скорости деформацион­ного упрочнения, что предопределяет их хорошую штампуе – мость и высокую прочность в отштампованных изделиях. Двухфазная феррито-мартенситная (иногда феррито-бей- нитная) структура стали получается при определенном ох­лаждении из межкритического интервала температур (меж­ду Ас\ и Ac3) после специального нагрева или после горя­чей прокатки. Как следует из диаграммы железо — углерод, при нагреве стали в межкритический интервал количество аустенита будет определяться температурой нагрева и со­держанием углерода в стали. Пйсле закалки получается феррито-мартенситная структура (рис. 87), которую можно рассматривать как композиционный материал, состоящий из мягкого пластического феррита и прочного мартенсита. Свойства стали определяются количеством мартенсита и размером зерна феррита. На рис. 88 приведена зависимость свойств стали типа 12ХМ от содержания мартенсита в двух­фазной структуре. Оптимальные свойства стали, предна­значенной для холодной штамповки, достигаются при со­держании 20—30 % мартенсита. При этом сталь имеет на­иболее низкое отношение ат/ов« 0,5—0,6, высокое общее и равномерное удлинение. При большей доле мартенсита растет прочность и падает удлинение, что ухудшает штам – пуемость. Однако замечательно то, что рост прочности при

11—970

Диаграмма растяжения феррито-мартенситной стали для холодной щтамповкн в сравнении с другими сталями приведена на рис. 89. Пре­дел текучести двухфазной стали лишь немного больше, чем у обычной низкоуглеродистой стали, что обеспечивает легкую штампуемость. В то же время временное сопротивление двухфазной стали не уступает этой характеристике для высокопрочной низколегированной стали, а после деформации на 5 % (штамповки) феррито-мартенситная сталь имеет равный с ней предел текучести.

Рис. 87. Микроструктура двухфазной феррито-мартенситной стали 12ХМ, Х300 (Б. M. Броифин)

Этом сопровождается снижением температуры перехода в хрупкое состояние. Этот факт открывает новую перспективу применения двухфазных феррито-мартенситных сталей с 40—50 % мартенсита и для других целей — в качестве вы­сокопрочных и хладостойких строительных сталей.

Низкие значения предела текучести двухфазной стали и отсутствие площадки текучести после термической обработки из межкритического интервала температур связаны с большим количеством свободных дис­локаций в феррите, появившихся в результате образования мартенсита и деформации окружающей ферритиой матрицы.

В качестве двухфазных сталей для холодной штамповки чаще ис­пользуют малоуглеродистые низколегированные стали с 0,06—0,12 % С, 1—2 % Mn, 0,5—1,5 % Si, с небольшими добавками ванадия или подоб­ные же стали, но содержащие ~0,5 % Cr и 0,1—0,4!% Mo. Легирование стали необходимо для получения при термической обработке мартенси­та и мелкого зерна феррита. После термической обработки стали имеют следующие механические свойства: ат=300—450 МПа, гтв=600— 850 МПа, 6=20—30 %, а после штамповки стт=450—600 МПа.

11*

163

Применение двухфазных феррито-мартенситных сталей в автомо­билестроении для изготовления штампованных, несущих нагрузку дета­лей (например, обод колес) позволяет сэкономить более 25 % стали и является рентабельным, несмотря на усложнение технологии. В настоя­щее время ведутся исследования по изысканию новых областей приме­нения двухфазных сталей для холодной штамповки.

Глава XIV

УЛУЧШАЕМЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ

Для наиболее ответственных тяжелонагруженных деталей машин применяют легированные стали, подвергаемые за­калке с отпуском. В зависимости от требуемого уровня свойств выбирают температуру отпуска. Низкий отпуск (до 200—250°С) обеспечивает высокие прочностные характе­ристики и низкие значения пластичности и вязкости. При правильном выборе состава стали можно обеспечить повы­шенные пластичность и вязкость и в низкоотпущенном вы­сокопрочном состоянии. Однако наиболее часто в машино­строении применяют закалку с высоким отпуском при 550— 680°С (улучшение). Такая термическая обработка при ра­ционально выбранном составе стали обеспечивает наибо­лее высокую конструктивную прочность деталей и изде­лий — достаточно высокую прочность в сочетании с высо­кой пластичностью, вязкостью и малой склонностью к хрупким разрушениям. Легирующие элементы, влияя на процессы, происходящие при закалке и отпуске, будут су­щественно влиять и на механические свойства улучшаемой стали.

Как отмечалось ранее, легирующие элементы определя­ют размер зерна аустенита, его устойчивость при переох­лаждении, структуру мартенсита, свойства феррита и кар­бидной фазы и другие факторы. Поэтому легирование ста­ли обычно имеет многоцелевое назначение. Один и тот же элемент может влиять на несколько факторов, через них определяя механические свойства стали. Не умаляя влия­ния легирования на перечисленные факторы, отметим, что в улучшаемых конструкционных сталях легирующие эле­менты прежде всего должны обеспечить необходимую про­каливаемость и требуемые механические свойства после от­пуска.

1. Влияние легирования на прокаливаемость стали

O W 20 30 40 50 Расстояние от Торцо о§разца, мм

Прокаливаемость стали определяется устойчивостью пере­охлажденного аустенита, сечением изделия и скоростью охлаждения. При достижении в определенном сечении изде-

3 9 15 21 27 33 Расстояние от охлаждаемого гпврца образца, мм

Рис. 90. Кривые прокаливаемости стали с 0,4 % С при разном ее легировании (Иех):

I—0.25% Mo; 2-0,5% Cr; 0,2% Mo; 0,5% Ni; 3-0,25% Mo; 1,8% Ni; 4 — 1 % Cr; 0,2 % Mo; 5 – 0,8 % Cr; 0.25 % Mo; 1,8 % Ni

Рис. 91. Полосы прокаливаемости улучшаемых легированных сталей

Лия скорости охлаждения больше критической после закал­ки получается структура мартенсита. При меньших скорос­тях охлаждения наряду с мартенситом могут получаться структуры бейнита (верхнего и нижнего) и даже продукты распада по первой ступени (избыточный феррит и перлит). Кроме того, наряду с мартенситом после закалки может присутствовать и остаточный аустенит.

Наиболее часто прокаливаемость стали определяют ме­тодом торцовой закалки, строя кривые прокаливаемости. Поскольку отдельные плавки каждой стали имеют несколь­ко различающиеся значения прокаливаемости (кроме коле­баний химического состава в пределах марочного, сказыва­ется размер зерна и другие металлургические факторы), сталь каждой марки характеризуется в целом не одной кривой прокаливаемости, а полосой прокаливаемости. По полосе прокаливаемости определенной стали можно устано­вить значения критической скорости охлаждения при закал­ке и критические диаметры (диаметр максимального сече­ния, прокаливающегося насквозь в данной охлаждающей среде).

Все легирующие элементы, кроме кобальта, повышают прокаливаемость стали. Кривые прокаливаемости при раз­ном легировании представлены на рис. 90.

Приведенные данные показывают, что влияние легирую­щих элементов на прокаливаемость стали, так же как и на устойчивость переохлажденного аустенита, не аддитивно, т. е. не может быть просуммировано, а эффективность дей­ствия какого-либо элемента зависит от комбинации и коли­чества легирующих элементов в каждой стали.

Наилучшая прокаливаемость стали достигается при ком­плексном легировании стали при следующих комбинациях-‘ легирующих элементов (М. Е. Блантер):

Основа стали 0,4 % С, 1 % Cr,

Mn, %………………………. 0,22 0,65

»кр, °С/с…. 122 95

Основа стали 0,4 % С, 0,2 % Mo,

Ni, %…………………………. 0,54 1,04

120

О„р, 0Cfc…. 190

0,2

60

170

95

Основа стали 0,4 % С, 3,5 % Ni,

Mo, %

, °С/с

Основа стали 3,5 % Ni, 0,2 % Mo, С, % 0,09 0,22

, 0CZc

Легирующий элемент Mn

78

52

Легирующий элемент Ni 3,01 3,99

46

Легирующий элемент Mo

0,5 0,75 11 4,2

Легирующий элемент С

1,57 36

0,33 0,40 0,51 78 60 32

Сильные карбидообразующие элементы (V, Nb, Ti) мо­гут оказывать двоякое влияние на прокаливаемость. Они увеличивают прокаливаемость, если растворены в аустени­те, и уменьшают ее, если связаны в карбиды или карбонит –

Риды. Обычно в конструкционные улучшаемые стали эти эле­менты вводят в небольших количествах (— 0,1 %) с целью обеспечения мелкозернистой структуры, поэтому их влияние на прокаливаемость относительно невелико.

Особо сильное влияние на увеличение прокаливаемости конструкционных сталей с содержанием 0,2—0,4% С ока­зывает около 0,003 % В. По эффективности влияния на прокаливаемость 0,003 % В могут быть эквивалентны при­мерно 1 % Ni, 0,5 % Mn, 0,2 % Mo. При содержаниях более 0,003 % В прокаливаемость не увеличивается, наступает сильная горячеломкость стали. При содержании менее 0,001 % В его влияние на прокаливаемость незаметно. Из – за сложности попасть в узкие пределы марочного состава (0,001—0,005 %) создаются определенные технологические трудности при выплавке стали с бором. Поэтому перед вве­дением бора сталь хорошо раскисляют алюминием и свя­зывают азот в нитриды введением титана.

Механизм влияния малых добавок бора на прокаливае­мость, по-видимому, состоит в том, что бор как горофильный (поверхностно-активный) элемент, концентрируясь на гра­ницах зерен аустенита, препятствует зарождению здесь феррита при у-нх-превращении. Благодаря хорошо отрабо­танной технологии производства нашли применение улуч­шаемые и цементируемые стали с бором.

‘ Для характеристики прокаливаемости некоторых наи­более широко применяемых сталей на рис. 91 приведены их полосы прокаливаемости.

2. Структура и механические свойства

Свойства улучшаемой стали зависят от прокаливаемости, т. е. от структуры по сечению изделия после закалки.

При полной (сквозной) прокаливаемости структура по всему сечению — мартенсит. При неполной (несквозной) прокаливаемости наряду с мартенситом образуются немар – тенситные продукты распада аустенита (верхний и ниж­ний бейнит, феррито-перлитная смесь).

На основе многочисленных исследований можно утвер­ждать, что наиболее высокие механические свойства (прак­тически по всем показателям) достигаются после высокого отпуска исходной структуры мартенсита. Если сталь име­ет другие структуры, то некоторые свойства могут ухуд­шаться. Особенно сильно это может сказываться на пара­метрах, характеризующих сопротивление стали хрупкому разрушению (например, температуре перехода) и вязкому разрушению (работе развития трещины).

На рис. 92 для хромомолибденовой стали с содержанием от 0,18 до 0,30 % С приведены значения температуры пере­хода после высокого отпуска разных исходных структур. Подбором температуры отпуска временное сопротивление стали при всех исходных структурах было достигнуто оди­наковым (0В«7ОО МПа). При этом наиболее низкий порог хладноломкости имела сталь, закален­ная на мартенсит (а); сталь со струк­турой бейнита (верхнего) после отпус­ка имеет порог хладноломкости на 50 cC выше, а со структурой перлита — еще на 100°С выше. При всех исход­ных структурах повышение содержа­ния углерода приводит также к повы­шению Гпр.

Сравнивая свойства отпущенного

Рис. 92. Влияние содержания углерода на порог хладноломкости улучшенной хромоникелевой стали при разной исходной структуре (В. С. Месышн):

1 — перлит; 2 — бейнит; 3 — мартенсит

Мартенсита и отпущенного бейнита, следует разделять вли­яние нижнего и верхнего бейнита. Использование электрон­но-микроскопического анализа структуры позволило диф­ференцировать влияние верхнего и нижнего бейнита, а так­же установить влияние на свойства смеси структур.

В табл. 14 приведены данные о влиянии исходной струк­туры (после закалки) на механические свойства высоко – отпущенной стали 18Х2Н4МФА. Регулируя скорость непре­рывного охлаждения стали из аустенитного состояния в соответствии с термокинетической диаграммой распада аус­тенита, удалось получить смеси различных структур: мар­тенсита М, мартенсита и нижнего бейнита М-\-Бп в разных соотношениях, верхнего и нижнего бейнита (5В+Н); верхне­го и нижнего бейнита с ферритом и перлитом Бв+н-{-ФП. Естественно, что после закалки на указанные структуры сталь имела разную твердость, но подбором температуры отпуска была получена одинаковая твердость HV» «3000 МПа, что позволило сравнить свойства при разной исходной структуре.

-WO

0,15 0,20 0,250,30 С, % (по массе)

Испытания на растяжение с определением ов, от, б и ф не выявляют влияния бейнитных составляющих структуры

Таблица 14. Влияние структуры стали 18Х2Н4МФА после закалки на механические свойства после отпуска на одинаковую твердость (А. П. Гуляев, Ю. С. Голованенко, В. Н. Зикеев)

Структура после закалки

6

Ttt

КСТ, МДж/м»

МПа

%

100 % M………………………..

850

740

17

73

—85

1,9

75 %М+25 % Бн. . .

840

720

16

73

—105

1,8

50 % М+50 % Бн. . .

860

720

16

71

—115

1,8

100 % Бв+н…………………….

890

760

15

65

+40

0,3

90 % Бв+е-М0 % ФП.

780

520

14

51

+50

0,7

25 % Бв+н+75 % ФП. .

720

470

13

45

+55

0,85

В смеси с мартенситом. При этом указанные свойства прак­тически не изменяются. Лишь появление феррито-перлит – ной смеси понижает прочность и пластичность стали. Зна­чительно более сильную структурную чувствительность име­ют характеристики сопротивления разрушению (Г50 и КСТ). Нижний бейнит (до 50 %) в смеси с мартенситом даже по­вышает сопротивление хрупкому разрушению —порог хладноломкости снижается на 30 0C. Можно полагать, что это обусловлено однородным распределением карбидов и мелкоигольчатой структурой нижнего бейнита, в результа­те чего создаются препятствия при распространении тре­щины скола. Нижний бейнит в таких количествах не ухуд­шает сопротивление стали вязкому разрушению.

Существенное снижение характеристик сопротивления разрушению вызывает верхний бейнит и продукты распада аустенита в перлитной области. Порог хладноломкости су­щественно повышается (на 120—140 °С), резко падает ра­бота распространения трещины. Это связано с тем, что вы­сокотемпературные продукты распада аустенита — верхний бейнит и перлит — имеют после отпуска в структуре гру­бые неоднородно распределенные карбидные включения, в результате чего скол может непрерывно распространяться на значительные расстояния, составляющие несколько зе­рен. 1

В закаленной конструкционной стали может присутст­вовать небольшое количество остаточного аустенита. Его влияние на свойства стали после отпуска может быть дво­яким. Если остаточный аустенит распадается при отпуске на феррит и карбид, то это вызовет охрупчивание стали. Стабилизированный остаточный аустенит, не разлагаю­щийся при отпуске, расположенный между пластинами мар­тенсита в виде тонких прослоек, как показывают иссле­дования (Дж. Томас), исключительно сильно повышает вязкость разрушения (Ktc) высокопрочных сталей (0,35 % С и 4 % Cr).

Таким образом, если после закалки в изделиях получа­ется структура мартенсита в смеси с нижним бейнитом (до 50 %). то свойства стали не ухудшаются. Появление же на­ряду с мартенситом или нижним бейнитом высокотемпера­турных продуктов распада — верхнего бейнита и феррито – перлитной смеси — снижает значения сопротивления стали хрупкому и вязкому разрушению.

3. Марки сталей и их свойства

В зависимости от требований по прокаливаемости и необ­ходимого уровня механических свойств в машиностроении используют большое количество различно легированных сталей. Марки легированных конструкционных сталей опре­деляются ГОСТ 4543—71, ряд сталей изготовляется также по техническим условиям. Основными легирующими эле­ментами в улучшаемых сталях являются хром, марганец, никель, молибден, бор, ванадий и др. Содержание углерода в них обычно находится в пределах 0,25—0,50 % *

В табл. 15 приведен химический состав и гарантируе­мые механические свойства наиболее широко распростра­ненных улучшаемых машиностроительных сталей. Приве­денные механические свойства нормированы как контроль­ные после указанной термической обработки для заготовок с размером сечения 25 мм (круг или квадрат). Для каждой стали свойства будут зависеть от температуры отпуска, ре­жим обработки выбирается по справочным данным в соот­ветствии с заданными требованиями для определенной де­тали.

Легированным конструкционным сталям свойственна повышенная анизотропия свойств, т. е. различие свойств в зависимости от направления деформации при ковке или прокатке. Уменьшение анизотропии свойств достигается ме­таллургическими способами (уменьшением в стали сульфи­дов и других неметаллических включений, изменением ус­ловий горячей пластической деформации и др.). Эти же стали чувствительны к флокенам, наиболее чувствительны к образованию флокенов доэвтектоидные легированные перлитные и перлито-мартенситные стали (см. гл. И).

Хромистые стали (ЗОХ, 35Х, 40Х, 45Х, 50Х, 35Х2АФ, 40Х2АФЕ) (здесь и далее приводится ряд марок сталей указанной группы, не

То

Tf Tf

OO IO CTi СО СО

Yt/XVVi ‘ПЭЯ

СО О СО ООО

Ю OO Tt – in m

Оою

Soo

С S

S S о в Sf

? о, (- о S о

Si К

3

5 ш CS

А

6

&

SS

CDCO

S S о~о"

QO СО QO OO И

IO IO QO Ь – СГ5

И и ю

Ю со со

ООО

СО OO Tf

Oi

G IQ (и 3

53 S «3 IQ

О

Ss

О

?

CS

А о о. в

Со оо

>><

OO io Cp ООО*

IIII

OOlN

СО со

О*о"

VV

A со со

Oi О

H

О

A ^

О CL

§- 5

-OCl о’о’о"

О

SCVS0-

O о" I

VVg

В (- и >s

О a u а В M

СО со о*о*

VV

О"

Оо

Оо

О"

О*

Ю

Ю

Ю

_

Tf

8

8

OO

Оо

Q

О

СО

О

CTi

^___ ч

JS,

И

И

О"

О"

Ю

СО

Ю

Со

S

S

Й

А

О

О

Tf

OO

Оо

Н0>

Q I <

Oi 53 IO <и з – S 53

(U __

^ СО о

SO о ?

QO O

О —

Ю

СО со X1

•S8o

OO0

СО

< CN

Ю ‘

Ф О

OO

О —

OlO

О ю

Ю Tf

Юю

!N О

CN CS

— —

[16]

OO

OO

LO Ю

Ю ю

Г>- QO

OO

О о

OQ

Ю О

Ю Q

CTi —

CTlO

>—>________ •

S д

« а

О О

OO

COTf

Tf CN

СОЮ

Ю СО

S S о*о"

S

U

3 ж

§ — 8-Ч-.

О _

S I I

О. СО OO

X – Гг-Г

OO

VV

OO Ь – QO OO

S о>

О» ю ^lcN § CN < — § – CO –

I ill

§ – МО § ООО*

0 ———

S

<5 со со

1 VV

I —

53 . .

« OO <u о оо a – сзоо S

53 ———————————–

«о CL

1 ш

IlT

К ОО) —

З со со

О

CL —

OO со OCN

<N<N (-U

OO Tf со

‘ е< ^xx

Хою

^ Tf со

< о

OU XX

ООО

Со со

-,¦О1

XX

СЗи

Яг

S

R ? й ь

Со со

CNCO OO

1?

Tf OO СО CN

О*о"

О <3

Г? Гр QC

Rp Tf со

Ill СО Г^ CN OO OO СО

Оо"о

СО Tf

СО СО

Г

CO

CN CN

Оо"

Г^- ю – OJ о -С

Ю

Оо

Tf

Q

СО Q

T

Оо

T

Со

СО

О

О*

А,

H

Е

И

И.

X

X

О

Ю

Со

Оо о"

С S

111 со СО СО

N. оо OO

Ю О

Tf ю

88

00 00

OO

СО СО

.ю ю

OO

CN CN 00 OO

Оо оо(М оо ©о—*©

Ю ООО

ТГЮЮЮ OtNCN С*

Оо а> оо —

— OtN

„ т ю и S ю

О’о’оЪ"

Iq О S

•U

TS VO

А ч о 55

А

Ч

OS 53

Iq

Sa а ж о

As

О CL

COtNiOO Ю СО Ю CD

OOOO.(OlOSllO 00 00 00 00

О о

Io оо

СО CN ^ ^t" —’

О’о’о’оо

(N Ю СО Ю О – СО —

О – о – –

О OO

Ю Ю, г,

О о

CL

О ю

"" CN

Ю

Ь – о

IcT

ЮСО

Оо оо

А

Coco о"о"

СО СО

Ff СО

СО CN

О*о"

Со со.

Ю Ю OO CN (N – –

Ю О OO со ю

Со со ю о

– – СО CN OO – –

OO OO OO OO

Tfff

СО СО со СО

-J^OO СО – SJ1 (N ^t"

Ffff CN СО —СО

S

S

О. С

<

СО

Л Л йй

О"©*©"©"

Включенных в табл. 15) являются наименее легированными и обеспечи­вают прокаливаемость в несколько больших сечениях (до 20—25 мм в масле), чем соответствующие углеро­дистые стали. Хром не оказывает сильного влияния на разупрочнение прн отпуске, однако он увеличивает склонность стали к отпускной хруп» кости. Поэтому изделия из этих ста­лей после высокого отпуска следует охлаждать в масле или воде, недопу­стимо охлаждение после отпуска с печью. Легирование хромом не уве­личивает склонности к росту зерна аустенита. Однако с целью получе­ния мелкозернистой стали в инх вво­дят ванадий (40ХФ), который, нахо­дясь в карбидах, препятствует росту зерна, а при отпуске задерживает разупрочнение. Поэтому для получе­ния одинаковой прочности сталь 40ХФ при улучшении необходимо от­пустить на 30—50 0C выше, чем сталь 40Х. Это имеет большое значение для более полного снятия остаточных на­пряжений в изделиях и повышения нх предела усталости.

Значительные преимущества име­ют хромистые стали, упрочненные ни­тридами: 35Х2АФ и 40Х2АФЕ. Эти стали мелкозернистые (зерно № 10— 12), глубокопрокаливающиеся, имеют высокие механические свойства (рис. 93) как после закалки и низкого от­пуска (200 °С), так и после улучше­ния (отпуск 600—650 °С). Такие свой­ства обусловлены легированием ста­лей азотом и нитридообразующими элементами—ванадием и алюминием (см. гл. IX, п. 2). Для улучшения об­рабатываемости резанием стали леги­руют селеном (40Х2АФЕ).

Марганцовистые стали (30Г2, 35Г2, 40Г2, 45Г2, 50Г2) имеют не­сколько большую прокаливаемость, чем хромистые. Однако марганец усиливает склонность зерна к росту, поэтому эти стали чувствительны к перегреву и могут иметь пониженную ударную вязкость, особенно при отри­цательных температурах. Эти стали можно применять при обработке ТВЧ и для изделий, несущих небольшие ударные нагрузки.

Хромомарганцевые стали (25ХГТ,

ЗОХГТ, 40ХГТ, 35ХГФ и др.) обладают повышенной устойчивостью пе­реохлажденного аустенита и соответственно прокаливаемостыо (до 40 мм). С целью получения мелкозернистой структуры в ряд сталей вводят небольшие добавки титана (0,03—0,09%). Легирование ванади­ем (сталь 35ХГФ) также позволяет получить мелкозернистую структуру и повысить температуру отпуска на заданную твердость. Сталь 35ХГФ обеспечивает замену хромоникелевой стали 40ХН и применяется, как и другие стали этой группы, для машиностроительных деталей ответ­ственного назначения (валы, шатуны, шестеренки и т. д.).

Рис. 93. Механические свойства стали 35Х2АФ в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, Л. М. Панфилова, Э. П. Подольская и др.)

Рис. 94. Механические свойства стали ЗОХГСА в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, Л. М. Панфилова, Э. П. Подольская)

Хромокремнистые и хромокремнемарганцовистые стали (ЗЗХС, 38ХС, 25ХГСА, ЗОХГСА, 35ХГСА и др.) обладают высокой прочностью и умеренной вязкостью. Широкое распространение (особенно в авиа­строении) получили стали типа ЗОХГСА (хромансиль), обладающие хо­рошей свариваемостью. Хромансили применяют после закалки и низ­кого отпуска или после улучшения (отпуск 520—540 °С). Изменение свойств стали ЗОХГСА приведено на рис. 94. Недостатком сталей хро­мансиль является относительно небольшая прокаливаемость (до 25— 40 мм) сильная склонность к отпускной хрупкости I и II рода, склон­ность к обезуглероживанию (последнему способствует кремний).

Хромомолибденовые стали (ЗОХМ, 35ХМ, 38ХМ, ЗОХЗМФ, 40ХМФА и др.), обладая хорошей прокаливаемостью, имеют высокий комплекс механических свойств и мало склонны к отпускной хрупкости благодаря молибдену. Особенностью хромомолибденовых сталей является способ­ность сохранять высокие механические свойства при повышенных тем­пературах. Сталь ЗОХЗМФ имеет прокаливаемость и свойства, подобные таковым хромоникелевой стали 30ХН2МА. Благодаря ванадию сталь ЗОХЗМФ является мелкозернистой.

На рис. 95 приведена зависимость механических свойств стали ЗОХЗМФ от температуры отпуска. Сталь имеет высокие механические свойства при низком отпуске ~ 200 "С (ств= 1700 МПа, и KCU= = 0,6 МДж/м3). С повышением температуры отпуска вплоть до 5000C ударная вязкость не изменяется, а начиная с температуры 550 "С и вы­ше резко возрастает. Так, при отпуске на 550 0C сталь ЗОХЗМФ имеет следующие свойства: 0,= 13ОО МПа, сгт=1200 МПа, 6=13 %, г|) = 60 %, KCU= 1,0 МДж/м2, что значительно превышает гарантируемые свойст­ва после контрольной обработки. Стали, подобные ЗОХЗМФ, в последнее

Время находят применение во многих странах для изготовления наибо­лее ответственных изделий сечением до 80—100 мм (коленчатые валы, тяжелонагруженные оси, баллоны высокого давления и т. д.).

Хромоникелевые и хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) ста­ли (20ХНЗА, 20Х2НЧА, 40ХН, ЗОХНЗА и др., 20ХН2М, 30ХН2М, 38Х2Н2МА, 40ХН2МА, 38XH3MA, 18Х2Н4МА и др.) являются наибо­лее качественными, нх применяют для изготовления самых ответствен­ных крупных изделий (сечением порядка 100—1000 мм). Уникальные свойства хромоникелевых и хромоникельмолибденовых сталей достига­ются вследствие их чрезвы­чайно высокой прокаливае­мости и наибольшей вяз­кости.

Высокая прокаливае­мость сталей обусловлена сильным совместным влия­нием хрома и никеля или хрома, никеля и молибдена на повышение устойчивости аустенита. Диаграммы ус­тойчивости переохлажденно­го аустенита таких сталей относятся к типу, изобра­женному на рис. 49, в. По­этому такие стали закали­вают в больших сечениях, обеспечивая после закалки в масле получение мартен­сита и нижнего бейнита в центре крупных изделий. В сечениях до 80—100 мм некоторые стали обеспечивают получение таких структур н при охлаждении на воздухе.

Высокая вязкость сталей обусловлена прежде всего влиянием нике­ля на параметры, характеризующие склонность к хрупкому и вязкому разрушениям. Ранее отмечалось, что никель является элементом, кото­рый понижает порог хладноломкости а-железа (см. рис. 22). Это ка­чество никеля ярко проявляется в улучшаемых конструкционных ста­лях. Большинство исследователей считают, что чем выше содержание никеля, тем ниже порог хладноломкости закаленной и высокоотпущен- ной стали. Ниже приведены данные (В. А. Делле) о влиянии никеля на ударную вязкость KCU, МДж/м2, при отрицательных температурах стали с 0,28 % С, 1,6 % Cr, 0,4 % Mo, закаленной и отпущенной на одинаковую твердость (HB «225):

Температура, 0C.

+20

—75

—125

—150

—180

Без никеля. . .

1,59

0,79

0,65

0,18

0,08

1,65…………………….

1,46

1,27

0,85

0,45

0,23

3,0………………………

1,46

1,32

1,09

0,78

0,47

4,0………………………

1,41

1,26

1,09

0,86

0,70

Стали с 3—4 % Ni имеют наибольший температурный запас вяз­кости. К ним относятся стали 20ХНЗА, ЗОХНЗА, 18Х2Н4МА, 38XH3MA.

200 JoO HOO 5о0 SOO Температура отпуска,"С

Рис. 95. Механические свойства стали ЗОХЗМФ в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, JI. М. Панфи­лова, Э. П. Подольская и др.)

Однако хромоникелевые стали имеют существенный недостаток: они сильно склонны к обратимой отпускной хрупкости. Молибден и вольфрам значительно ослабляют склонность к развитию отпускной хрупкости, поэтому хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) стали практически лишены этого недостатка. Молибден и вольфрам взаимоза­меняемы в таких сталях, последние могут изготовляться с полной или частичной заменой молибдена на вольфрам нз расчета: одна часть мо­либдена заменяется тремя частями вольфрама. Так, хромоникельволь-

JipaMOBbie сталн должны (,одержать: 38XH3BA 0,5—0,8 % W; 12Х2Н4ВА,8—1,2 % W и т. д. Стали с молибденом и вольфрамом равноценны по свойствам, в том числе и по склонности к отпускной хрупкости.

На рис. 96 приведена зависимость механических свойств стали 18Х2Н4МА от температуры отпуска. После улучшения сталь имеет вы­сокий комплекс механических свойств (при Ca=IOOO МПа, 6=18%,

200 300 ЧОО 500 BOO 700 Температура отпуска, 0C

-40

Рис. 96. Механические свойства стали 18Х2Н4МА в зависимости от температуры от­пуска (А. П. Гуляев, О. Н. Мещерикова, В. Н. Зикеев и др.):

1, 2 — развые плавки в пределах марочного состава

Рис. 97. Влияние содержания никеля иа тем­пературу перехода Г» Cr-Ni—Mo-V стали с содержанием хрома, %:

"ф=70 %, KCU= 1,6 МДж/м2). Эта сталь применяется и как цементуе­мая (см. гл. XV, п. 1).

Дефицит никеля заставляет искать пути снижения его количества в улучшаемой стали при сохранении вязких свойств. Для Cr—Ni-Mo стали с 0,22—0,28 % С показано (А. А. Астафьев), что при содержании 2 % Cr и 2 % Ni и быстром охлаждении от температур высокого отпус­ка достигается такая же температура перехода (рис. 97, а) из вязкого в хрупкое состояние, как и для классических хромоникелевых сталей с 1,0—1,5 % С и 3,0—4,0 % Ni; стали с пониженным содержанием никеля (2%) менее склонны к обратимой отпускной хрупкости (рис. 97,б). При рациональном ла ировании хромоникелевых сталей (2 % Cr и 2 % Ni) сохраняется достаточно высокая прокаливаемость, позволяющая ис­пользовать их для изделий больших сечений.

Хромоиикельмолибдечовые (вольфрамовые) стали иногда содержат ванадий (38ХНЗМФА, 45ХН2МФА, 30Х2НМФА и др.), что обеспечива­ет их мелкозернистость и повышает устойчивость против отпуска.

Хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) стали являются наи­лучшими из всех известных конструкционных машиностроительных ста­лей. В последнее время разработаны конструкционные высокопроч­ные низкоуглеродистые стали мартеиситного класса, имеющие хорошее сочетание характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости. К таким сталям относится предложенная Ю. А. Башниным с сотруд­никами сталь 15ХЗГЗМФ, имеющая после закалки (920 °С, масло) и отпуска (200 °С), такие свойства: Cb= 1300—1400 МПа, а0,2=980— 1070 МПа, 1)5 = 57—60 %, 6=12—14%, KCU=0,87—1,1 МДж/м2.