Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости



Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости
Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости

 

C21D1/18 - Изменение физической структуры черных металлов; устройства общего назначения для термообработки черных или цветных металлов или сплавов; придание ковкости металлам путем обезуглероживания, отпуска или других видов обработки (цементация диффузионными способами C23C; поверхностная обработка металлов, включающая по крайней мере один процесс, предусмотренный в классе C23, и по крайней мере другой процесс, охватываемый этим подклассом, C23F 17/00; однонаправленное отвердевание эвтектики или однонаправленное разделение эвтектик C30B)
C21D1/06 - Изменение физической структуры черных металлов; устройства общего назначения для термообработки черных или цветных металлов или сплавов; придание ковкости металлам путем обезуглероживания, отпуска или других видов обработки (цементация диффузионными способами C23C; поверхностная обработка металлов, включающая по крайней мере один процесс, предусмотренный в классе C23, и по крайней мере другой процесс, охватываемый этим подклассом, C23F 17/00; однонаправленное отвердевание эвтектики или однонаправленное разделение эвтектик C30B)

Владельцы патента RU 2450060:

Закрытое акционерное общество "Научно-Производственная Компания Технология машиностроения и Объемно-поверхностная закалка" (ЗАО "НПК Техмаш и ОПЗ") (RU)

Изобретение относится к области термической обработки деталей из стали перлитного класса. Для получения более мелкого зерна аустенита и более стабильного уровня прокаливаемости детали из стали, содержащей, мас.%: углерод 0,15-1,2, марганец не более 1,8, кремний не более 1,8, хром не более 1,8, никель не более 1,8, молибден не более 0,5, вольфрам не более 1,5, бор не более 0,007, медь не более 0,3, алюминий 0,03-0,1, титан не более 0,4, ванадий не более 0,4, азот не более 0,1, цирконий не более 0,4, кальций не более 0,03, сера не более 0,035, фосфор не более 0,035, железо и неизбежные примеси - остальное подвергают объемно-поверхностной закалке путем объемного нагрева или ее рабочего сечения до температуры аустенитизации и охлаждения с интенсивностью более 40000 ккал/м2·ч·°С. Идеальный критический диаметр определяют из выражения: Dкр.=K··(1+4,1·Mn)·(1+0,65·Si)·(1+2,33·Cr)·(1+0,52·Ni)·(1+0,27·Cu)·(1+3,14·Mo)·(1+1,05·W)·[1+1,5(0,9-C)]·(1-0,45C')·(1-0,3Ti)·(1-0,35V)·(1-0,25Al), где: К - коэффициент, величина которого зависит от балла действительного зерна аустенита, [1+1,5(0,9-С)] - сомножитель, который учитывается только в случае наличия бора в стали в количестве 0,002-0,007 мас.%, С' - углерод в избыточном цементите заэвтектоидной стали. 8 з.п. ф-лы, 2 табл., 7 ил.

 

Изобретение относится к области упрочняющей термической обработки стали перлитного класса.

Известен способ термической обработки, в котором при выборе или разработке химического состава стали зачастую исходили из обеспечения термического упрочнения детали, как сквозного, так и поверхностного, путем легирования в целях увеличения прокаливаемости, способности стали закаливаться в слабых охлаждающих средах во избежание трещинообразования. Значительно реже легирование применялось для обеспечения и придания стали более качественных характеристик по сравнению с углеродистыми сталями - повышение прочностных, пластических и динамических свойств, теплостойкости, снижение порога хладноломкости и др.

Известен способ поверхностной закалки при глубинном индукционном нагреве, который впоследствии стал называться объемно-поверхностной закалкой, разработанный под руководством доктора технических наук, профессора, Заслуженного изобретателя РСФСР Шепеляковского К.З. [1].

В результате было показано, что высокий комплекс механических свойств можно достигнуть на углеродистых и малолегированных сталях пониженной (ПП) и регламентированной (РП) прокаливаемости 1-го поколения [2], [3].

Это стали, прокаливаемость которых согласована с размерами рабочего нагруженного сечения деталей; при этом, в результате упрочнения ОПЗ поверхностные слои этого сечения оптимальной величиной 0,1-0,2 диаметра (толщины) имеют структуру мартенсита с твердостью HRC≈60, а в сердцевине - HRC=30-45. Прокаливаемость сталей характеризуется значением идеального критического диаметра (Dкр.)., которое и определяет оптимум глубины закаленного слоя применительно к конкретной детали, имеющей форму цилиндра, сферы или пластины.

Принципиально, стали ПП и РП имеют одно и то же предназначение и чисто условно отличаются только величиной идеального критического диаметра (Dкp.): для сталей ПП, как более ранних, он равен 8-16 мм, для современных сталей РП - более 16 мм.

Необходимый интервал Dкp. сталей ПП и РП для конкретного типа деталей достигался суммарным ограничением одного или группы элементов-примесей по верхнему пределу, что снижало точность и увеличивало этот интервал.

Недостаток известных сталей ПП 2-го поколения (см. патент RU 2158320) состоит в том, достижение заданной низкой прокаливаемости осуществлялось только путем резкого ограничения содержания всех постоянных примесей - Mn, Si, Cr, Ni, Cu, что затрудняло технологию выплавки, приводило к снижению точности получения заданного интервала Dкp при разработке химического состава и, как следствие, к большому разбросу глубины закаленного слоя, выходящему за пределы допусков.

Так, например, сталь ПП с 0,8%С и содержанием Mn, Si, Cr, Ni, Cu<0,1% каждого и 0,06-0,12% Ti (стали ПНП) - (см. патент RU 2158320),

обеспечивает минимальную прокаливаемость - Dкp<12 мм при зерне аустенита 10 балла и более мелкого (№11) - Dкр.<11 мм и <10 мм при №12, в то время как аналогичная сталь состава - 0,8% С, 0,05% Mn, 0,12% Si, 0,11% Сr, 0,25% Ni, 0,3% Cu, 0,05 Al, 0,22% Ti (с более широким диапазоном постоянных примесей Ni, Cu) имеет одинаковую величину Dкp.

Задачей, на решение которой направлено данное изобретение, является разработка способа термической обработки при индукционном и печном нагревах и сталей ПП и РП 3-го поколения.

Техническим результатом является получение еще более мелкого зерна аустенита №№11-13 ГОСТ5639 (ASTM), еще более стабильного заранее заданного уровня прокаливаемости (Dкp.) со значительно меньшим его разбросом, и, который строго соответствует глубине закаленного слоя, полученного непосредственно на деталях, подвергнутых термической обработке по предлагаемому способу, возможность обработки более тонких, мелких и других деталей с объемно-поверхностным и сквозным упрочнением.

Для достижения технического результата заявлен способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости, имеющих форму сферы, цилиндра, пластины, включающий объемно-поверхностную закалку путем объемного нагрева детали или ее рабочего сечения до температур аустенитизации и охлаждения жидким хладоагентом с интенсивностью более 40000 ккал/м2·ч·°С, отпуск, отличающийся тем, что закалке подвергают детали из стали, содержащей следующее соотношение компонентов, мас.%:

углерод 0,15-1,2
марганец не более 1,8
кремний не более 1,8
хром не более 1,8
никель не более 1,8
молибден не более 0,5,
вольфрам не более 1,5
бор не более 0,007
медь не более 0,3
алюминий 0,03-0,1
титан не более 0,4
ванадий не более 0,4
азот не более 0,1
цирконий не более 0,4
кальций не более 0,03
сера не более 0,035
фосфор не более 0,035
железо и
неизбежные примеси остальное,

с идеальным критическим диаметром, определяемым математическим выражением:

Dкр.=K··(1+4,1·Mn)·(1+0,65·Si)·(1+2,33·Cr)·(1+0,52·Ni)·(1+0,27·Cu)·(1+3,14·Mo)·(1+1,05·W)·[1+1,5(0,9-C)]·(1-0,45C')·(1-0,3Ti)·(1-0,35V)·(1-0,25Al),

где: Dкp. - идеальный критический диаметр, мм,

К - коэффициент, величина которого зависит от балла действительного зерна аустенита по шкале ASTM, ГОСТ5639 №8-13 и соответственно равна: 5,4 для балла зерна №13; 5,8 - №12; 6,25 - №11; 6,75 - №10; 7,3 - №9; 7,9 - №8; 8,5 - №7; 9,2 - №6;

C, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, Mo, W - компоненты, мас.%, содержащиеся в твердом растворе аустенита при конечной температуре нагрева, предшествующей закалочному охлаждению,

[1+1,5(0,9-С)] - сомножитель, который учитывается только в случае наличия бора в стали в количестве 0,002-0,007 мас.%;

С', Ti, V, Al - компоненты, мас.%, не содержащиеся в твердом растворе аустенита, а присутствующие в виде структурно-свободных вторичных карбонитридных фаз при конечной температуре нагрева, предшествующей закалочному охлаждению, при этом С' - мас.% углерода в избыточном цементите заэвтектоидной стали,

при этом поверхностную закалку ведут на заданную глубину, величину которой определяют из графика зависимости ее от диаметра цилиндра сферы, толщины пластины и идеального критического диаметра.

Конструкционная сталь по заданному химическому составу при одноименном балле зерна имеет идеальный критический диаметр (Dкp.):

Dкp. от 6 до 15 мм с разбросом не более 2 мм;

Dкp. от 16 до 50 мм с разбросом не более 5 мм;

Dкp. от 51 до 100 мм с разбросом не более 10 мм;

Dкp. свыше 100 мм с разбросом не более 50 мм.

В конструкционной стали для предупреждения красноломкости суммарное содержание марганца и титана более, чем в шесть раз превышает максимальное содержание серы.

Для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод <0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №6.

Для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод >0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №11.

Для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод >0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №8 и охлаждают с самоотпуском при 150-300°С в течение 1,0-30 с.

Для исключения закалочных трещин деталь из стали с содержанием углерода >0,3 мас.% нагревают с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №8 и охлаждают с многократным самоотпуском при 150-300°С в течение 1,0-30 с.

Деталь после закалки подвергают низкому отпуску с нагревом в печи при 150-300°С.

После закалки отпуск детали проводят при температуре более 300°С, то есть выше температур полного распада мартенсита в пределах поверхностно-закаленного слоя на тонкую квазиэвтектоидную структуру-троостита, троостосорбита, сорбита отпуска с твердостью HRC25-50 и сохранением в сердцевине перлито-сорбитной структуры закалки.

Особенность предлагаемого способа термической обработки сталей заключается в том, что предельная концентрация в составе стали одних, более резко увеличивающих прокаливаемость указанных постоянных примесей, может быть ограничена до 0-0,05% или 0-0,1%, а других, менее сильных - расширена до диапазона 0-0,3%, а в ряде случаев и 0-0,5% без снижения качества. Это упрощает подбор исходной шихты при выплавке и удешевляет сталь, так как конечной целью является достижение заранее заданного расчетного Dкp. путем сочетания состава остаточных элементов-примесей после раскисления стали и количества вводимых легирующих элементов в соответствии с формулой (1), основой которой явился классический метод расчета прокаливаемости по Гроссману [4], и, который для сталей ПП и РП оказался наиболее приемлемым. Практика подтвердила его достоверность для изделий различной формы и размеров.

Однако этот расчет был подвергнут авторами уточнению в связи с перспективой его дальнейшего развития. Так, в формуле были расширены диапазоны коэффициента К, зависящего от величины зерна аустенита до №№11, 13. Дополнительно введены сомножители зависимости прокаливаемости от вольфрама и бора, при этом при отсутствии бора сомножитель будет равен единице. Введены сомножители зависимости величины идеального критического диаметра от элементов-модификаторов вторичных карбонитридных фаз, не входящих в твердый раствор аустенита перед закалочным охлаждением - титан, ванадий, алюминий, углерод, находящийся в структурно-свободном цементите заэвтектоидных сталей, а сера и фосфор исключены из формулы, так как их содержание в указанных выше количествах практически не оказывает влияния на величину идеального критического диаметра (Dкp.).

При этом, в первую очередь, с экономической точки зрения целесообразно дозированное введение марганца, как наиболее эффективного и относительно дешевого компонента одного или совместно с недорогим кремнием в количестве не более 1,8% каждого вместо других более дорогостоящих, которые ранее неоправданно вводились в сталь только с целью повышения прокаливаемости. Качественное введение бора в сталь в аномально малых количествах 0,002-0,007% также вызывает увеличение прокаливаемости, тем более эффективное, чем менее углерода содержится в стали (см. формулу 1). Использование формулы позволяет при разработке химического состава стали обеспечить ее оптимальное, а не избыточное легирование.

Поэтому введение других легирующих элементов - Cr, Ni в количестве 0-0,5%, только с целью доведения прокаливаемости (Dкp.) стали до заданной величины или присутствие их в виде постоянных примесей менее рационально, так как практически не изменит механических свойств по сравнению с их меньшим количеством или отсутствием при одинаковой величине Dкp. и размера зерна аустенита.

Введение в сталь элементов-модификаторов, мас.% - титана не более 0,4, ванадия не более 0,4, алюминия 0,03-0,1, азота не более 0,1 присутствующих в стали в виде тонкодисперсных карбидов и нитридов, незначительно растворенных в аустените, способствует измельчению зерна, увеличению диапазона оптимальных температур нагрева под закалку, повышению прочностных и пластических свойств стали ПП и РП 3-го поколения. При этом суммарное содержание марганца и титана должно более, чем в шесть раз превышать максимальное содержание серы, так как титан подобно марганцу связывает серу в тугоплавкие сульфиды.

Введение других легирующих элементов, мас.% - хрома, никеля более 0,6, (не более 1,8 каждого), молибдена и вольфрама (не более 0,5% Мо и не более 1,5W) индивидуально или совместно избирательно (комплексно) также в соответствии с указанной формулой для достижения заранее заданного расчетного Dкp. и улучшения качественных показателей - повышения механических свойств, теплостойкости, снижения порога хладноломкости и др.

Ниже приводится обоснование химического состава сталей ПП и РП, применяемых для предлагаемого способа закалки. Предельное содержание марганца - 1,8 мас.% обусловлено склонностью стали к перегреву при большем его количестве; превышение содержания кремния свыше 1,8-2,0 мас.% чревато переводом стали из перлитного класса в ферритный, не восприимчивый к упрочнению закалкой; содержание хрома для сталей перлитного класса также не превышает 1,8-2,0 мас.%, в связи с увеличением хрупкости закаленного слоя со структурой мартенсита; предельное содержание никеля 1,8-2,0 мас.% выбрано, исходя из высокой его дороговизны по сравнению с марганцем, кремнием, хромом и относительно низким его коэффициентом (0,52) роста прокаливаемости, кроме того, измельчение зерна аустенита до 10-13 баллов в представленной авторской заявке стали приводит к значительному росту пластичности и вязкости, что исключает роль никеля в дальнейшем увеличении его содержания; медь является обычной практически не удаляемой примесью, ее предельное количество обычно лимитируется содержанием 0,25%, которое для предлагаемой стали в ряде случаев может быть без ущерба качеству увеличено до 0,3-0,5 мас.%, и учтено при дозированном легировании стали; молибден и вольфрам также относятся к дорогостоящим компонентам, они также дозированно вводятся в сталь в сочетании с хромом, никелем в основном для повышения теплостойкости стали; превышение ограниченного содержания - для молибдена - 0,5 мас.%, для вольфрама - 1,5 мас.% может при наличии даже небольшого количества марганца и хрома перевести сталь в мартенситный класс, то есть к сквозной закалке независимо от размеров детали.

Присутствующие в стали сера и фосфор в указанных выше количествах практически не оказывают влияния на величину идеального критического диаметра (Dкр.).

Содержание карбидообразующих элементов - титана и ванадия в указанных пределах, а также алюминия и азота, образующих нитрид алюминия, способствует измельчению аустенитного зерна, торможению его роста при нагреве под закалку и снижению прокаливаемости. При этом нижняя граница диапазона содержания алюминия - 0,03 мас.% гарантирует достаточно полноценное раскисление стали, превышение верхнего предела - 0,1 мас.% нецелесообразно в связи с началом растворимости алюминия в аустените, неконтролируемом росте прокаливаемости стали и ее удорожанием. Превышение предельного содержания азота в стали - 0,1 мас.% вызовет необратимую коагуляцию (укрупнение) нитридов алюминия и титана, что является аналогией в отношении карбидов титана и ванадия при содержании этих элементов свыше 0,4 мас.% и, что также вызовет удорожание стали.

Минимальное значение идеального критического диаметра - 6 мм экспериментально было получено авторами на стали 40 пп следующего

химического состава, мас.%: 0,41 С, 0,03 Mn, 0,04 Si, 0,06 Cr, 0,05 Ni, 0,3 Cu, 0,05 Al, 0,22 Ti (расчетная величина Dкр.=5,4 мм при зерне аустенита балла №13).

Эта сталь обеспечила ОПЗ на цилиндрическом стержне ⌀10 мм закаленный слой толщиной 1,3 мм, на сфере ⌀15 мм - 1,5 мм, пластине толщиной 8 мм - 1,3 мм, что практически соответствовало расчетным данным - 1,2 мм, 1,3 мм и 1,1 мм.

Дальнейшее снижение величины Dкр.<6 мм приводит к резкому росту критической скорости закалки (Vкр.) до значений более 1500°С/с, использованию предельно чистых сталей, свободных от постоянных примесей, что является весьма сложным.

Важнейшей отличительной особенностью предлагаемых в способе сталей является тот факт, что при разработке химического состава стали, подвергаемой закалке, можно заранее с достаточной степенью точности теоретически предопределить не только значение идеального критического диаметра (Dкр.), но и оптимум глубины закаленного слоя применительно к конкретной детали, имеющей форму цилиндра, сферы или пластины.

Для изделий, испытывающих при эксплуатации нагружение от изгиба или кручения, глубина закаленного слоя, равная 0,1-0,2 от диаметра (толщины) (зона, расположенная между отрезками I-I и II-II, см. рис.1-3), считается оптимальной и применяется при объемно-поверхностной закалке (ОПЗ). Однако зачастую необходимая глубина слоя закалки может быть, как <0,1D(δ), то есть 1,0 мм÷0,1D(δ) (зона, расположенная ниже отрезка I-I, см. рис.1-3), например, при закалке крупногабаритных валов с посадочными под подшипники поверхностями при общем упрочнении изделия, толстостенные детали крупногабаритных подшипников качения, или >0.2D(δ), то есть 0,2D(δ)÷0,5D(δ) (зона, расположенная между отрезками II-II и III-III, см. рис.1-3), для деталей, испытывающих сложно-напряженное состояние - растяжение-сжатие, изгиб, кручение, смятие, срез - мелкомодульные (<3 мм) зубья шестерен, шлицевых валов, тонкостенные втулки, лонжероны автомобилей и детали подшипников качения с толщиной стенки менее 8 мм.

Приведенные на графиках результаты теплофизических расчетов (см. рис.1-3), уточненные экспериментальными исследованиями, характеризуют значения глубины закаленного слоя (Δ), получаемой при закалке на сталях ПП и РП в зависимости от конкретного диаметра (D) цилиндра (сферы) или толщины пластины (δ) и идеального критического диаметра стали (Dкр.) в широком диапазоне величин.

В отношении трещинообразования, практическими исследованиями было установлено, что для всех приведенных в предлагаемом изобретении сталей с действительным зерном аустенита не грубее №11 трещинообразование отсутствует. Это справедливо, как для поверхностно-закаленных участков детали со сжимающими остаточными напряжениями в пределах закаленного слоя, снижающих чувствительность к трещинообразованию, так и для отельных зон со сквозной закалкой (тонкие шлицы, резьба, шпоночные пазы, торцевые поверхности тонких втулок и т.п.) с растягивающими остаточными локальными напряжениями в поверхностных слоях, резко способствующих возникновению и развитию трещин. Причина заключается в том, что возникающим при образовании мартенсита мелкокристаллического строения напряжениям надежно противостоит его высокая хрупкая прочность.

Для сталей с содержанием 0,15-0,30% углерода ввиду пониженного напряженного состояния малоуглеродистого мартенсита, обладающего некоторой пластичностью даже в не отпущенном состоянии, экспериментальные исследования позволили расширить рамки увеличения размера действительного аустенитного зерна до балла №6, при котором трещины отсутствуют.

Для сталей с повышенным содержанием углерода>0,3% при отсутствии локальных участков деталей со сквозной закалкой предельный размер действительного аустенитного зерна, при котором трещинообразование отсутствует, соответствует №8 при наличии самоотпуска стали при 150-300°С в течение 1,0-30 с.

Для относительно массивных деталей (>⌀100 мм) из сталей с повышенным содержанием углерода в целях надежного предотвращения трещинообразования рекомендуется проведение одно- или 2-х, 3-х кратного самоотпуска.

Низкотемпературный отпуск при нагреве в печи при 150-300°С производится для окончательной стабилизации микроструктуры и свойств стальной детали.

Средний и высокий печной отпуск деталей производится при температурах более 300°С, то есть выше температур полного распада мартенсита в пределах поверхностно-закаленного слоя на тонкую квазиэвтектоидную структуру-троостита, троостосорбита, сорбита отпуска с твердостью HRC 25-50 и сохранением в сердцевине перлито-сорбитной структуры закалки. Этот отпуск производится для деталей, требующих сочетания прочности, повышенных пластических свойств и ударной вязкости поверхности - валы, оси и т.п. детали.

Ниже приводятся таблицы 1-3 типовых химических составов сталей ПП и РП с указанием их идеальных критических диаметров и примеры технологических процессов по предлагаемому способу.

Пример 1. Сталь ПП с химическим составом, мас.%: 0,78С; 0,04 Mn; 0,08 Si; 0,07 Cr; 0.15 Ni; 0,08 Cu; 0.04 Al; 0,15 Ti; 0,015 S; 0,018 P имеет расчетный Dкр.=7,8 мм при обработке на зерно балла №12. В соответствии с графиком (см. рис.1а) эта сталь должна обеспечить в результате закалки по предлагаемому способу на плоской пластине или цилиндрической втулке с толщиной стенки 8 мм закаленный слой толщиной 1,4 мм.

Изготовленное из этой стали кольцо подшипника качения с толщиной стенки - 8 мм было нагрето в индукторе насквозь до 850°С за 20 с, затем подвергнуто охлаждению резким водяным душем и отпущено в печи при 150°С с выдержкой 2 часа. В результате, закаленный слой на наружной и внутренней поверхностях кольца составлял 1,7 мм и 1,5 мм, то есть 0,18-0,2 от толщины стенки, что соответствует объемно-поверхностной закалке (ОПЗ); микроструктура закаленного слоя - мартенсит скрытокристаллический (балл №1), твердость 65-66HRC, в сердцевине - троостит, троостосорбит, сорбит с твердостью 38-45HRC.

Пример 2. Сталь РП с химическим составом, мас.%: 0,61 С; 0,5 Mn; 0,08 Si; 0,13 Cr; 0,25 Ni; 0,03 Cu; 0,04 Al; 0,05 Ti; 0,015 S; 0.018 P имеет расчетный

Dкр.=22,5 мм при обработке на зерно балла №11. В соответствии с графиком (см. рис.16, 2а) эта сталь должна обеспечить в результате закалки по предлагаемому способу на цилиндрическом стержне 045 мм закаленный слой толщиной 5 мм, а на сфере ⌀30 мм - 12-14 мм.

Изготовленный из этой стали цилиндрический шкворень 045 мм был нагрет в индукторе насквозь до 900°С за 50 с, затем подвергнут охлаждению резким потоком воды и отпущен в печи при 180°C с выдержкой 2 часа. В результате, закаленный слой на поверхности детали составлял 5 мм, то есть 0,11 от диаметра, что соответствует графику(см. рис.16); микроструктура закаленного слоя -мартенсит мелкоигольчатый (балл №2), твердость 56HRC, в сердцевине -троостит, троостосорбит, сорбит с твердостью 30-40HRC.

Изготовленный из этой стали мелющий шар ⌀30 мм был нагрет в печи насквозь до 850°С, затем подвергнут охлаждению резким потоком воды с самооотпуском 180°С, 5 с и окончательным охлаждением потоком воды. В результате, закаленный слой на поверхности детали составлял 12 мм, то есть 0,4 от диаметра, что соответствует закалке, близкой к сквозной и графику, рис.2а; микроструктура закаленного слоя - мартенсит мелкоигольчатый (балл №2, зерно балла №11), твердость 64HRC, в сердцевине - троостомартенсит, 48-50HRC.

Пример 3. Сталь РП (50ХНВФ) с химическим составом, мас.%: 0,5 С; 0,1 Mn; 0.15 Si; 1,0 Cr; 0,8 Ni; 0,03 Cu; 0,05 Al; 0,35 V; 0,5 W; 0,015 S; 0,018 Р имеет расчетный Dкp.=47 мм при обработке на зерно балла №10. В соответствии с графиком (см. рис.36) эта сталь должна обеспечить в результате закалки по предлагаемому способу на пластине толщиной 150 мм закаленный слой толщиной 9 мм.

Изготовленная из этой стали деталь с формой параллелепипеда с размерами 150×200×200 мм была нагрета в печи насквозь до 850°С, затем подвергнут охлаждению резким потоком воды с 2-х кратным самооотпуском 180°С, 5 с, окончательным охлаждением потоком воды и отпущен в печи при 450°C с выдержкой 3 часа. В результате, закаленный слой по периметру поверхности детали составлял 9 мм, то есть 0,06 от толщины (150 мм), что соответствует графику, рис.3б; микроструктура закаленного слоя - троостит отпуска, твердость 48 HRC, в сердцевине - троостосорбит закалки, 40-45 HRC.

Список литературы

1. Шепеляковкий К.З. Энтин Р.И. и др. Способ поверхностной закалки шестерен. «Бюллетень изобретений». Авторское свидетельство №113770, 1958, №12.

2. Шепеляковский К.З. Конструкционная сталь. «Бюллетень изобретений». Авторское свидетельство №128482, 1960, №12.

3. Шкляров И.Н. Поверхностная закалка при глубинном нагреве полуосей грузовых автомобилей ЗИЛ 130. «Металловедение и термическая обработка металлов». 1967, №12.

4. Гудремон Э. Специальные стали. М.: «Металлургиздат», том 1, 1959, том 2, 1960.

Таблица 1
Углеродистые стали ПП
С Mn Si Cr Ni Cu Al Ti V Mo В S Р Зерно Dкp.
0,15 0,15 0,08 0,15 0,15 0,20 0,05 0,1 - - - 0,028 0,032 12 5,0/6,2
0,15 -“- -“- -“- -“- -“- -“- -“- - - - -“- -“- 10 5,8/6,5
0,15 -“- -“- -“- -“- -“- -“- -“- - - - -“- -“- 6 7,9/8,5
0,15 0,40 0,15 0,20 0,15 0,10 0,05 0,10 - - - 0,025 0,030 11 11,5/12
0,15 -“- -“- -“- -“- -“- -“- -“- - - - -“- -“- 6 15,6/16
0,8 0,03 0,05 0,02 0,1 0,15 0,05 0,22 - - 0,005 0,03 0,03 12 6,5/6,9
0,8 -“- -“- -“- -“- -“- -“- -“- - - - -“- -“- 10 7,5/8,1
0,8 -“- -“- -“- -“- -“- -“- -“- - - - -“- -“- 8 8,9/9,5
0,81 0,16 0,15 0,08 0,03 0,15 0,05 0,10 - - - 0,028 0,032 11 12,3/12
0,78 0,15 0,09 0,20 0,30 0,28 0,04 - 0,12 - - 0,025 0,021 12 15,1/15,8
1,20 0,08 0,05 0,10 0,08 0,12 0,06 0,15 - - - 0,018 0,023 12 7,6/7,7
1,20 0,08 0,05 0,10 0,08 0,12 0,06 0,15 - - - 0,018 0,023 8 10,3/11,0
1,20 0,38 0,05 0,14 0,16 0,06 0,05 - 0,15 - - 0,025 0,030 12 16,2/15,5
Таблица 2
Стали РП углеродистые и малолегированные
С Mn Si Cr Ni Сu Аl Ti V Mo В S Р Зерно Dкр.
0,25 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 12 17,3
0,25 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 10 20,0
0,25 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 6 27,2
0,25 1,80 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 11 73,3
0,25 1,80 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - 0,004 0,025 0,027 11 145,1
0,80 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 12 31,15
0,80 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 11 33,64
0,80 0,50 0,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 8 42,46
0,8 0,30 0,20 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 12 17,1
0,8 1,8 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 12 122,6
1,2 1,8 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 12 100,5
1,2 1,8 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 10 117,0
1,2 1,8 1,8 0,08 0,12 0,30 0,05 0,20 - - - 0,025 0,027 8 136,4
Таблица 3
Стали РП легированные
С Мn Si Cr Ni Сu Аl Ti V Mo W S Р Зерно Dxp.
0,5 0,10 0,95 0,8 0,1 0,01 0,05 0,1 0,25 - - 0,022 0,027 12 25,5
0,5 0,10 0,95 0,8 0,1 0,01 0,05 0,1 0,25 - - 0,022 0,027 10 29,7
0,5 0,10 0,15 0,75 1,8 0,2 0,05 0,4 - - 0.7 0,025 0,030 10 44,1
0,5 0,12 0,15 1,8 1,0 0,18 0,05 0,1 0,38 0,5 - 0,017 0,020 10 95,6
0,8 0,11 0,12 0,80 0,3 0,25 0,05 0,1 0,35 - 0,8 0,032 0,033 12 46,5
0,8 0,15 0,08 1,2 0,08 0,15 0,05 0,2 . 0,4 1,2 0,025 0,029 11 174,8
0,8 1,1 1,0 1,15 0,15 0,12 0,06 0,15 - - - 0,027 0,031 12 194
1,2 0,11 0,12 0,8 0,3 0,25 0,05 0,1 0,35 - - 0,032 0,033 12 43,6
1,2 0,15 0,08 1,2 0,08 0,15 0,05 0,2 - 0,4 1,2 0,025 0,029 12 143,4
1,2 1,1 1,0 1,15 0,15 0,12 0,06 0,15 - - - 0,027 0,031 12 160,1

1. Способ термической обработки деталей из конструкционной стали пониженной и регламентированной прокаливаемости, включающий объемно-поверхностную закалку детали с учетом идеального критического диаметра Dкр путем нагрева до температуры аустенитизации и охлаждения жидким хладоагентом с интенсивностью более 40000 ккал/м2·ч·°С и отпуск, отличающийся тем, что закалке подвергают деталь из стали, содержащей следующие компоненты, мас.%:

углерод 0,15-1,2
марганец не более 1,8
кремний не более 1,8
хром не более 1,8
никель не более 1,8
молибден не более 0,5,
вольфрам не более 1,5
бор не более 0,007
медь не более 0,3
алюминий 0,03-0,1
титан не более 0,4
ванадий не более 0,4
азот не более 0,1
цирконий не более 0,4
кальций не более 0,03
сера не более 0,035
фосфор не более 0,035
железо и
неизбежные примеси остальное,

величину идеального критического диаметра которой определяют по следующему математическому выражению:
Dкр=K··(1+4,1·Mn)·(1+0,65·Si)·(1+2,33·Cr)·(1+0,52·Ni)·(1+0,27·Cu)·(1+3,14·Mo)·(1+1,05·W)·[1+1,5(0,9-C)]·(1-0,45C')·(1-0,3Ti)·(1-0,35V)·(1-0,25Al), где:
Dкр - идеальный критический диаметр детали, мм,
К - коэффициент, величина которого зависит от балла действительного зерна аустенита по шкале ASTM, ГОСТ5639 №6-13 и соответственно равный: 5,4 для балла зерна №13; 5,8 - №12; 6,25 - №11; 6,75 - №10; 7,3 - №9; 7,9 - №8; 8,5 - №7; 9,2 - №6;
С, Mn, Si, Cr, Ni, Cu, Mo, W, - содержание компонентов, мас.%, в твердом растворе аустенита при конечной температуре нагрева, предшествующей закалочному охлаждению,
[1+1,5(0,9-С)] - сомножитель, который учитывается при содержании бора 0,002-0,007 мас.%;
Ti, V, Аl - содержание компонентов, мас.%, присутствующих в виде структурно-свободных вторичных карбонитридных фаз при конечной температуре нагрева, предшествующей закалочному охлаждению, при этом С' - содержание углерода, мас.%, в избыточном цементите заэвтектоидной стали.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что идеальный критический диаметр детали (Dкр) при одноименном балле зерна имеет следующую величину разброса:
не более 2 мм при Dкр от 6 до 15 мм,
не более 5 мм при Dкр от 16 до 50 мм,
не более 10 мм при Dкр от 51 до 100 мм,
не более 50 мм при Dкр свыше 100 мм.

3. Способ по п.1, отличающийся тем, что для предупреждения красноломкости суммарное содержание марганца и титана в стали превышает более чем в шесть раз максимальное содержание серы.

4. Способ по п.1, отличающийся тем, что для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод <0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №6.

5. Способ по п.1, отличающийся тем, что для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод >0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №11.

6. Способ по п.1, отличающийся тем, что для исключения закалочных трещин деталь из стали, содержащей углерод >0,3 мас.%, нагревают до температуры с обеспечением действительного зерна аустенита не крупнее балла №8 и охлаждают с самоотпуском при 150-300°С в течение 1,0-30 с.

7. Способ по п.6, отличающийся тем, что осуществляют многократный самоотпуск детали при 150-300°С в течение 1,0-30 с.

8. Способ по п.1, отличающийся тем, что деталь после закалки подвергают низкому отпуску с нагревом в печи при 150-300°С.

9. Способ по п.1, отличающийся тем, что после закалки отпуск детали проводят при температуре, превышающей температуру полного распада мартенсита в пределах поверхностно-закаленного слоя, на тонкую квазиэвтектоидную структуру-троостита, троостосорбита, сорбита отпуска с твердостью HRC25-50, а именно более 300°С, и с сохранением в сердцевине детали перлито-сорбитной структуры закалки.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к области металлургии, а именно к составу жаропрочной стали мартенситного класса, применяемой для изготовления элементов тепловых энергетических установок с рабочей температурой пара до 630°C.

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству сварочных материалов, и может быть использовано для автоматической сварки теплоустойчивых сталей перлитного класса при изготовление изделий в энергетическом машиностроении.
Изобретение относится к области металлургии, а именно к составам сталей, используемых для изготовления деталей машин и оборудования. .
Изобретение относится к области металлургии. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным хромистым сталям мартенситного класса, применяемым для изготовления элементов энергетических установок (котлов, паропроводов и др.) с рабочей температурой пара до 640°С.

Изобретение относится к области металлургии жаропрочных сталей мартенситного класса, предназначенных для использования в энергетическом машиностроении при изготовлении элементов паровых турбин со суперсверхкритическими параметрами пара.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к составу жаропрочной стали, предназначенной для изготовления элементов тепловых энергоблоков, работающих при температуре до 650°С, в частности труб поверхностей нагрева пароперегревателей и паропроводов.
Изобретение относится к области черной металлургии, а именно к сталям, используемым для изготовления ножей пресс-ножниц для резки проката и металлического лома. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к низколегированным сталям, используемым для изготовления сварных нефте- и газопроводных труб, пригодных к эксплуатации в условиях Крайнего Севера.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к созданию жаропрочных хромоникелевых сплавов аустенитного класса, используемых для печей первичного риформинга крупнотоннажных агрегатов аммиака и метанола.
Изобретение относится к составам свариваемых сталей, используемых в бронезащитных конструкциях в высокоупрочненном состоянии после закалки на мартенсит. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным железо-хром-никелевым сплавам, предназначенным для изготовления установок, работающих длительное время при повышенных (до 680°С) температурах.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к легированным коррозионно-стойким сталям, используемым для производства насосно-компрессорных и обсадных труб и нефтегазодобывающего оборудования.

Изобретение относится к металлургии, а именно к легированным коррозионно-стойким сталям, используемым для производства насосно-компрессорных и обсадных труб и нефтегазодобывающего оборудования.
Изобретение относится к области металлургии, а именно к разработке экономнолегированной высокопрочной стали, предназначенной для изготовления холоднодеформированных деталей, работающих в условиях высокоскоростного импульсного нагружения.
Изобретение относится к области черной металлургии, а именно к холоднокатаной листовой стали для изготовления штампованных деталей корпуса автомобилей. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к составам коррозионно-стойких аустенитных сталей, предназначенных для производства листовых и трубных деталей, сварных конструкций, контактирующих с кипящей азотной кислотой.

Изобретение относится к области производства сварочных материалов, используемых в атомной энергетике, в частности, для сварки корпусов парогенераторов. .

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам, применяемым при производстве водорода конверсией. .

Изобретение относится к области металлургии, конкретно к технологии производства горячеоцинкованной полосы повышенной прочности, предназначенной для изготовления деталей автомобиля методом штамповки Для повышения прочностных характеристик стали с сохранением высокой пластичности проводят аустенитизацию (3) углеродистой стали (1) при температуре, превышающей температуру аустенитизации, затем вводят сталь (1) в ванну (2) с закалочной средой (21) для охлаждения до температуры, меньшей температуры аустенитизации, доводят сталь (1) до температуры бейнитного превращения и выдерживают в течение определенного времени при этой температуре, при этом количество закалочной среды (21) и длительность контакта стали с закалочной средой (21) таковы, что в общей структуре углеродистой стали (1), находящейся в ванне (2) с закалочной средой (21), образуется заданная доля бейнитной структуры, при выходе углеродистой стали (1) из ванны (2) остатки закалочной среды (21) удаляют с ее поверхности воздействием газа, затем углеродистую сталь (1) перемещают через расположенную после ванны станцию (13) изотермической выдержки, в которой проводят превращение остальных составляющих структуры углеродистой стали (1) в бейнит, протекающее при температуре бейнитного превращения и без отклонения углеродистой стали (1) при ее перемещении до полного формирования в ней бейнитной структуры и окончательно охлаждают сталь (1) на станции (17, 18) охлаждения.
Наверх