3.2.4 Машиностроительные конструкционные стали Общие требования к машиностроительным сталям и их классификация

К машиностроительным сталям относят конструкционные стали, предназначенные для изготовления различных деталей машин, механизмов и отдельных видов изделий (шестерен, валов, осей, пружин, деталей подшипников и др.). Детали и изделия отличаются большим разнообразием, различием условий работы, поэтому к сталям для их изготовления предъявляются различные требования. Однако к машиностроительным сталям предъявляется и целый ряд общих требований, основными из которых являются: высокая конструктивная прочность, определяемая оптимальным сочетанием прочности, вязкости и пластичности; хорошие технологические свойства: хорошая обрабатываемость давлением, резанием и свариваемость, малая склонность к образованию трещин, короблению, обезуглероживанию при термической обработке и др.; экономичность легирования.

Существует несколько признаков классификации машиностроительных сталей:

1) по химическому составу: углеродистые, низколегированные, легированные, высоколегированные;

2) по упрочняющей обработке: улучшаемые, нормализуемые, цементуемые, азотируемые, мартенситностареющие и т.д.;

3) по назначению: шарикоподшипниковые, пружинные, криогенные, износостойкие и т.п.

Стали, применяемые для изготовления изделий методом холодной штамповки (глубокой вытяжки)

В машиностроении большое число деталей и изделий изготавливают из листовой стали методом холодной штамповки, при этом происходит весьма сложная глубокая вытяжка. Наиболее широко такая штамповка применяется в автомобилестроении. В том случае, когда прочность готовых изделий не имеет существенного значения (например, крылья двери, капот и другие не несущие нагрузку детали кузова автомобиля), применяют мягкие низкоуглеродистые холоднокатаные стали. При необходимости обеспечить повышенную прочность изделий (например, лонжеронов, стоек корпуса, дисков колес и других несущих нагрузку частей автомобиля) перспективно применение двухфазных феррито-мартенситных сталей (ДФМС).

Стали для холодной штамповки должны обеспечивать хорошую штампуемость и высокое качество поверхности отштампованных изделий для последующего покрытия. Поэтому эти стали должны обладать высокими значениями общего и равномерного удлинения, низким пределом текучести, иметь большую вытяжку (проба по Эриксену), минимально возможное содержание примесей (C,N,S,P,Mn,Niи др.). Холоднокатаный лист из них не должен быть склонным к деформационному старению. Склонность к деформационному старению является главным показателем качества сталей для холодной штамповки, так как при штамповке сложных изделий с большой вытяжкой из холоднокатаных листов, подверженных старению, на поверхности образуются дефекты – линии Чернова-Людерса (линии скольжения). Деформационное старение протекает в две стадии: первая – образование атмосфер Коттрелла из примесных атомов углерода и азота и закрепление ими дислокаций; вторая стадия – образование карбидов и нитридов. Судить о склонности к деформационному старению можно по зубу и площадке текучести на диаграмме растяжения образцов из стали. Чем выше зуб и длиннее площадка текучести, тем больше склонность стали к деформационному старению. Как известно, зуб и площадка текучести на диаграмме растяжения обусловлены закреплением дислокаций атмосферами Коттрелла из атомов 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 большая растворимость и диффузионная подвижность атомов азота в α–железе по сравнению с углеродом, а также то, что в отожженной стали углерод в основном весь выделяется из твердого раствора в виде третичного цементита. Поэтому, чтобы сделать сталь нестареющей, необходимо азот вывести из твердого раствора, связав его нитридообразующими элементами. Такими элементами являются алюминий и ванадий, наиболее часто применяемые на практике, хотя исследована возможность связать азот в нитриды введением в сталь титана, хрома, бора, циркония. Углерода в стали должно быть мало, обычно около 0,08 %.

Тонколистовую сталь для холодной штамповки изготовляют в соответствии с ГОСТ 9045-93. Он подразделяет тонколистовой холоднокатаный прокат на четыре категории вытяжки: весьма глубокая вытяжка (ВГ), сложная вытяжка (СВ), особо сложная вытяжка (ОСВ), весьма особо сложная вытяжка (ВОСВ).

Для изделий с относительно несложной вытяжкой (категория ВГ) применяется сталь 08кп, а изделия с категориями вытяжки СВ, ОСВ, ВОСВ изготавливают из нестареющих сталей 08Ю (0,02–0,05 % Al) и реже 08Фкп (0,02– –0,04 %V).

Для снятия наклепа после холодной прокатки и получения структуры, обеспечивающей хорошую штампуемость, перед холодной штамповкой проводят рекристаллизационный отжиг. Он проводится при температуре выше температуры рекристаллизации (680–720 ºС) в защитной атмосфере. При отжиге в металле должна полностью происходить рекристаллизация деформированного феррита, сфероидизация и коагуляция деформированного цементита и рост зерен феррита до оптимальной конечной величины (5–7 балл).

В стали, раскисленной алюминием, должны быть созданы условия для роста рекристаллизованнных зерен феррита сплющенной, оладьеобразной формы, т.к. такая форма зерен обеспечивает лучшую штампуемость. В процессе отжига углерод должен быть связан в карбиды, а в нестареющих сталях азот образует нитриды AlNилиVN. Технология отжига имеет большое значение для полноты связывания азота в нитриды. Однако даже при введении в сталь сильных нитридообразующих элементов часть азота может оставаться в твердом растворе, и при содержании в α–железе более 10^–3– 10^–4% атомов (С+N) будет происходить закрепление этими атомами 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 облаков Коттрелла. Даже склонная к старению сталь 08кп 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 и закрепить их, вызвав снова деформационное старение. Поэтому время между окончанием дрессировки и началом штамповки не должно, как правило, превышать 10 суток.

После рекристаллизационного отжига перед штамповкой сталь имеет низкую прочность (σ_Т< 190–210 МПа; σ_в= 260 –360 МПа) и высокую пластичность (δ = 42–50 %), что обеспечивает хорошую штампуемость.

В качестве двухфазных сталей для холодной штамповки используют малоуглеродистые низколегированные стали с 0,05–0,14 % углерода; 1–2 % марганца; 0,5–1,5 % кремния; 0,02–0,04 % ванадия. Они могут также содержать небольшое количество хрома (0,5–1,0 %), молибдена (0,1–0,4 %), алюминия (0,04–0,08 %). Применяются следующие двухфазные стали: 12ХМ, 08Г2С, 06ХГМ, 06ХГСР, 08Г2СФ, 06ХГСЮ, 06Г2СЮ, 1ОГ2С и др.

Оптимальные свойства сталей, предназначенных для холодной штамповки, достигаются при содержании в структуре 15–30 % мартенсита. При этом стали имеют наиболее низкое отношение , низкий предел текучести, высокое равномерное и общее удлинение (δ_р= 14–20 %; δ = 27–32 %), вытяжку по Эриксену 12–13 мм, высокий коэффициент деформационного упрочнения; в сталях отсутствуют зуб и площадка текучести без специальной дрессировки, т.е. они не склонны к деформационному старению. Все эти свойства предопределяют хорошую штампуемость и высокую прочность в отштампованных изделиях. Высокий предел текучести готовых деталей (≥ 550– 600 МПа) достигается вследствие деформационного упрочнения при холодной штамповке и дисперсионного упрочнения при искусственном старении при 170–250 ºС (температура сушки лакокрасочного покрытия автомобиля).

Интерес к созданию и внедрению ДФМС был обусловлен, прежде всего, стремлением к уменьшению массы автомобилей в результате применения материалов повышенной прочности при высокой их штампуемости, которая обычно ухудшается с повышением прочности стали. Преимуществом ДФМС является не столько высокая прочность или пластичность, сколько возможность получения наиболее высокого сочетания этих параметров по сравнению с другими вариантами технологии получения низколегированных сталей, что позволяет изготавливать из этих сталей деталей сложной формы.

Основным средством получения двухфазных феррито-мартенситных сталей является регламентированное охлаждение из (α+γ) – области (из межкритического интервала – МКИ). Обычно термическая обработка таких холоднокатаных сталей осуществляется на проходных агрегатах непрерывного отжига (АНО). Для получения феррито-мартенситной структуры с необходимым количеством и желательной морфологией мартенсита, определенным состоянием твердого раствора – феррита и т.п., необходимо знать характер влияния различных параметров термической обработки, а также исходной структуры на количество, морфологию, взаимное расположение и свойства отдельных фаз. Объемная доля образующегося при охлаждении из двухфазной области мартенсита определяется количеством аустенита, образовавшегося при конкретных условиях нагрева в двухфазной области, а также полнотой его превращения по бездиффузионному механизму, т.е. устойчивостью γ–фазы при охлаждении феррито-аустенитной смеси. Влияние неполной аустенитизации определяет, с одной стороны, обогащение аустенита углеродом и соответствующее повышение его устойчивости (затормаживание перлитного превращения). С другой – наличие развитой межфазной поверхности облегчает выделение феррита при охлаждении γ–фазы из двухфазной области, т.к. облегчает развитие диффузионных превращений. На устойчивость аустенита и свойства феррита, а также на количественное соотношение фаз при нагреве в (α+γ) области влияет перераспределение углерода и легирующих элементов между ферритом и аустенитом.

При повышении температуры нагрева в двухфазной области увеличивается количество аустенита и скорость его образования, но одновременно уменьшается концентрация углерода в аустените и, следовательно, его устойчивость, что оказывает весьма существенное влияние на формирование структуры при последующем охлаждении. Считают, что верхняя граница нагрева в МКИ должна лимитироваться пластичностью, которая снижается при увеличении количества упрочняющей фазы – мартенсита, в свою очередь зависящего от количества аустенита, а также опасностью чрезмерного понижения устойчивости аустенита до уровня, при котором наблюдается перлитное превращение. Нижняя граница нагрева в МКИ определяется необходимой прочностью и, кроме того, концентрацией углерода в исходном аустените, определяющей субструктуру мартенсита. Для обеспечения требуемой вязкости концентрация углерода в мартенсите не должна превышать 0,35 %.

В процессе выдержки при конечной температуре нагрева происходит изотермическое образование аустенита, перераспределение примесей внедрения и легирующих элементов между аустенитом и ферритом и растворение карбидов в аустените. Рекристаллизация деформированного феррита завершается до образования заметного количества аустенита.

Скорость охлаждения из двухфазной области определяет долю аустенита, превратившегося по бездиффузионному механизму в мартенсит, а также прочность и пластичность феррита вследствие изменения концентрации растворенных в нем атомов внедрения и количество остаточного аустенита. Преимуществом использования малых скоростей охлаждения, лимитируемых только опасностью перлитного превращения, является меньшее пересыщение феррита примесями внедрения вследствие диффузии углерода из феррита. Последнее уменьшает вероятность выделения в нем дисперсных частиц, повышает его пластичность и уменьшает склонность ДФМС к старению. В процессе охлаждения из переохлажденного аустенита выделяется «новый» феррит, более чистый по примесям. В результате выделения нового феррита происходит измельчение островков мартенсита, что повышает свойства стали. Ускоренному выделению феррита при охлаждении стали способствуют ферритообразующие элементы – кремний, хром, молибден, низкое содержание углерода, наклеп аустенита и измельчение его зерна. Выделение нового феррита приводит к значительному обогащению оставшегося аустенита углеродом. При этом повышается его устойчивость по перлитной и бейнитной ступени и обеспечивается полное превращение аустенита по мартенситной реакции. Кроме того, обогащение последних порций нераспавшегося аустенита углеродом приводит к понижению точки М_Ни получению остаточного аустенита. Увеличение скорости охлаждения, особенно вблизи точки М_Н, приводит к увеличению остаточных напряжений, сопутствующих локальному мартенситному превращению, а также повышению плотности незакрепленных дислокаций в участках феррита, прилегающих к мартенситу, вследствие объемного расширения в результате γ→α мартенситного превращения. Большое количество свободных дислокаций в феррите обусловливает низкие значения предела текучести и отсутствие площадки текучести (склонности к деформационному старению).

Наиболее благоприятный вариант термической обработки для получения ДФМС с заданным соотношением фаз – регламентированное охлаждение от температуры нагрева в МКИ. В ряде работ указываются оптимальные условия обработки ДФМС, которые в опытном порядке следует уточнять для конкретных случаев.

1. Температура нагрева должна соответствовать Ас₁+ (60–90) ºС, чтобы при данной продолжительности выдержки получить в структуре стали 50–60 % аустенита. Последующее охлаждение должно обеспечить получение 30–45 % нового феррита при измельчении островков мартенсита. В итоге структура стали должна состоять примерно из 20 % мартенсита и 80 % феррита.

2. Охлаждение от температур МКИ предпочтительнее проводить с умеренными скоростями (5–30 ºС) до 400–500 ºС, а затем со скоростью более 100 град/с. На стадии сравнительно медленного охлаждения создаются условия для выделения нового феррита и снижения примесей внедрения в старом феррите, что обеспечивает повышение пластичности стали и способствует получению дисперсных островков мартенсита в структуре. В результате охлаждения в структуре содержится 15–25 % мартенсита.

Получаемая после термообработки структура представляет собой мелкозернистую ферритную матрицу с малыми островками мартенсита в основном в стыках зерен. Объемная доля мартенсита 15–25 %. Ферритная матрица отличается высокой пластичностью, что связано с чистотой феррита от примесей внедрения вследствие их диффузии в аустенит, а также с наличием незаблокированных дислокаций, образованных при температуре ниже М_Нпод действием фазовых напряжений. Мартенсит как упрочняющая фаза, помимо высокой прочности, отличается повышенной вязкостью, что достигается ограничением концентрации углерода С_М≤ 0,35 %. Такое строение ДФМС обеспечивает высокие показатели технологической пластичности, малое отношение, высокое общее и равномерное удлинение, значение вытяжки по Эриксену 12–13 мм, высокий коэффициент деформационного упрочнения, отсутствие площадки текучести на диаграмме растяжения.

Высокий предел текучести готовых деталей (более 550–600 МПа) достигается вследствие деформационного упрочнения при штамповке и дисперсионного упрочнения при последующем старении при 170–250 ºС (температура сушки лакокрасочного покрытия).

Роль легирующих элементов в ДФМС заключается, прежде всего, в повышении устойчивости переохлажденного аустенита и получения в низкоуглеродистой стали мартенсита наряду с ферритом, а также в воздействии на термодинамическую активность углерода в аустените. Для повышения устойчивости γ–фазы при термической обработке из МКИ эффективны феррито-образующие элементы, ускоряющие выделение нового феррита (Cr,Si,Mo) и способствующие обогащению углеродом оставшегося аустенита. Легирование карбидообразующими элементами производится с целью измельчения исходной структуры.

В последнее время в зарубежной литературе большое внимание уделяется использованию в качестве основы для производства холоднокатаных сталей с покрытиями IF– сталей (InterstitialFreeSteels). Это ультранизкоуглеродистые стали с содержанием углерода и азота менее 0,005 %, микролегированные титаном, ниобием и некоторыми другими элементами в количествах, превышающих стехиометрическое отношение карбонитридообразующих элементов к элементам внедрения. Это стали, у которых нет атомов внедрения в твердом растворе.IF– стали являются наилучшей базой для получения сталей с высокими штампуемостью, прочностью и коррозионной стойкостью, обеспечивающих снижение массы автомобиля в сочетании с повышением безопасности. Одним из перспективных материалов являются стали с эффектом упрочнения при сушке (BakeHardeningEffect– ВН–эффект), позволяющих сочетать исходно низкий предел текучести (что важно для штампуемости) с существенным упрочнением после штамповки и сушки лакокрасочного покрытия при 150–200 ºС готового автомобиля. Высокие прочностные характеристики предотвращают появление вмятин на внешних кузовных деталях, что способствует все более широкому применению таких сталей для дверных панелей, капота и крыши, причем чаще всего в сочетании с различными предварительно нанесенными цинковыми покрытиями. ВН–эффект основан на способности свободных атомов углерода активно закреплять подвижные дислокации в феррите при повышении температуры до 150–200 ºС. В отожженном состоянии сталь содержит атомы углерода в феррите и некоторое количество свободных дислокаций, внесенных при дрессировке. После холодной штамповки количество дислокаций в феррите существенно увеличивается, в результате чего предел текучести растет. Дополнительное повышение предела текучести достигается при сушке покрытий за счет закрепления свободных дислокаций атомами углерода (ВН–эффект).