Фазові і структурні перетворення під час термічної обробки сталей 5ХНМ та ШХ15

Ускладнення процесу гомогенізації сталі 5ХНМ полягає в тому, що вона легована, адже в цьому випадку відбувається дифузія не лише вуглецю, але й малорухомих атомів легуючих елементів. Основними легуючими елементами в сталі 5ХНМ є хром, нікель, молібден, які затримують процес аустенітизації через утворення карбідів, які важко розчиняються в аустеніті. Відповідно необхідно більше часу для гомогенізації аустеніту. Окрім цих основних легуючих елементів в сталі присутні кремній, марганець, що нерівномірно розподілені між феритом та карбідами.

У вихідному перед нагрівом стані зерно аустеніту сталі називається вихідним або дійсним. Зерно, що формується до кінця Ф+К > А перетворення, називається початковим зерном аустеніту. Розмір початкового зерна аустеніта залежить від кількості зародишів, які виникають в данному обсязі в одиницю часу, і швидкості їх росту. Чим дисперсніше частинки цементиту в перлиті, тим дрібніше початкове зерно аустеніту [8].

Такі легуючі елементи, як Cr і Si слабо затримують ріст зерна аустеніту. Мо сильніше затримує ріст зерна аустеніту, через те, що утворює важкорозчинний карбід, який служить бар'єром. Через те, що в сталі 5ХНМ основними легуючими елементами є Cr, Mn, Mo, то можна передбачити, що в якості карбідів будуть виступати карбіди Cr, Mn, Mo: CrC, CrC, MnC, MnC, MoC, MoC.

1.5 Фазові і структурні перетворення під час охолодження сталі 5ХНМ

Після відпалу процес охолодження проводять спочатку уповільнено з піччю до температури 500-400 єС, потім - у охолоджувальному пристрої до температури 250-150 єС; після гартування з температури 750-780 єС охолодження виконують в маслі.

Якщо сталь із структурою аустеніту, що отримана в результаті нагріву до температури вище т.Ас, переохолодити до температури нижче т. Ас, то аустеніт знаходиться у метастабільному стані.

Кінетика фазового перетворення при визначеному переохолодженні відображається кінетичною кривою, яка показує зростання кількості структурної складової у часі. Для вирішення багатьох питань термообробки не вимагається побудова кінетичних кривих. Достатньо знати величину інкубаційного періоду і час повного перетворення при різних температурах. Інкубаційним називають період, в якому кількість нових кристалів, що утворилася, настільки мала, що перетворення не фіксується звичайними методами дослідження.

Метод вивчення кінетики фазових перетворень за допомогою діаграми ізотермічного розпаду переохолодженої фази, що називають також С-діаграмами або С-подібними кривими, виявився виключно ефективним у теорії термічної обробки. За С-діаграмами можна прямо визначити час початку і кінця перетворення переохолодженої фази при заданій температурі і відповідно до поставленої задачі обирати режими термічної обробки [9].

Стосовно досліджуваної сталі 5ХНМ необхідно звернути увагу на те, що легуючи елементи Ni, Cr, Mo збільшують стійкість переохолодженого аустеніта в області перлітного і бейнітного перетворень зсувають праворуч, тобто у бік більшого часу витримки, криві початку і кінця розпаду.

Природа збільшення стійкості переохолодженого аустеніту під впливом легуючих елементів досить складна. Якщо у вуглецевих сталей перлітне перетворення пов'язане з > перебудовою гратки і дифузійним перерозподілом вуглецю, то в легованих сталях до цього може додатися утворення спеціальних карбідів і дифузійний перерозподіл легуючих елементів, які по-різному розчиняються у фериті і карбіді. Що стосується Cr і Ni, то вони уповільнюють >-перебудову, яка є складовою частиною перлітного перетворення. Мо уповільнює дифузію вуглецю у -гратці. Si, який знаходиться у фериті, розчиняючись в ньому, своїх карбідів не утворює.

В області температур проміжного перетворення переохолодженого аустеніту можлива лише дифузія вуглецю, а дифузія легуючих елементів практично виключена. Тому при розпаді аустеніта утворюється -розчин і карбід цементитного типу, які мають такий же вміст легуючих елементів, що і вихідний аустеніт. Тобто для утворення бейніта необхідна тільки дифузія вуглецю без перерозподілу концентрації легуючих елементів.

Також легуючі елементи впливають неоднаково на стійкість аустеніта у перлітній і проміжних областях. Для сталі 5ХНМ максимальна швидкість перетворення відповідає проміжній області [10].

Для опису кінетіки перетворення переохолодженого аустеніту використовують ізотермічну діаграму розпаду переохолодженого аустеніту (рисунок 1.10).

59

Рисунок 1.10 - Ізотермічна діаграма переохолодженого аустеніту для сталі 5ХНМ [11]

Проводимо криву охолодження для вперлітного перетворення (1), який протікає при температурі 760-790 єС. Швидкість охолодження до температури ? 500 єС становить

V= = 0,049 єС/хвил. -

охолодження проводять з піччю; до 150-250 єС - в охолоджувальному колодязі. Під час охолодження з зазначеною швидкістю у перші 50 хвилин при температурі 680єС з аустеніта утворюється перліт. Цей процес продовжується до температури 630єС протягом 150хв., потім охолодження відбувається швидше (у колодязі), після чого отримуємо кінцеву структуру зернистого перлиту з твердістю 187-241HB.

Визначимо критичну швидкість гартування (2)

V = = 4,27 єС/с.

Охолодження здійснюємо зі швидкістю вищу за критичну. Твердість сталі після гартування становить 56-60 HB.

Для розробки технології термічної обробки окрім діаграм ізотермічного розпаду аустеніту, необхідних для різних ізотермічних методів обробки, використовують термокінетичні діаграми. За цими діаграмами можна отримати точні дані про температурні інтервали протікання фазових перетворень під час безперервного охолодження, а також про структурні складові, які при цьому утворюються.

Термокінетичні діаграми також будують у координатах температура-час на основі аналізу серії кривих охолодження, на яких відмічають температури початку і кінця перлітного і проміжного перетворень, і відповідно, області цих перетворень.

За допомогою термокінетичної діаграми сталі розрахуємо швидкості охолодження, які відповідають вказаним нижче величинам твердості.

При твердості: 743 HV V= =15,26 єС/с;

743 HV - V= = 3,22 єС/с;

720HV - V = = 2,32 єС/с;

721HV - V= = 1,49 єС/с;

707HV - V= = 0,43єС/с;

632HV - V= = 0,28єС/с;

544HV - V= = 0,198єС/с;

439HV - V= = 0,035єС/с;

397HV - V= = 0,028єС/с;

371HV - V= = 0,032єС/с;

300HV - V= = 0,01єС/с;

272HV - V= = 0,0073 єС/с.

Для швидкостей охолодження 15,26 єС/с; 3,22 єС/с; 2,32 єС/с; 1,49 єС/с в структурі отримуємо мартенсіт. Такі швидкості охолодження характерні для масла. При швидкості 0,43 єС/с 5% залишкового аустеніту перетворюється на нижній бейніт (НБ); при швидкості 0,28єС/с - 32% А> НБ; при V = 0,198єС/с - 50% А> НБ; при V = 0,035єС/с - 83% А> НБ; при V = 0,028єС/с - 85% А> НБ; при V = 0,032єС/с - 68% А> НБ; при V = 0,01єС/с - 7% А> НБ.

Розглянемо механізм і кінетику перетворення мартенситу. Мартенсит є частково впорядкованим пересиченим твердим розчином впровадження вуглецю в -залізі. Мартенситне перетворення відбувається лише тоді, коли швидким охолодженням аустеніт переохолоджений до низьких температур; коли дифузійні процеси стають неможливими і при цьому не відбувається перерозподілу компонентів між аустенітом і мартенситом. Тому мартенситне перетворення можна розглядати, як фазове перетворення в однокомпонентній системі. Мартенситне перетворення полягає в закономірній перебудові кристалічної гратки, при якій атомі не обмінюються своїми місцями, а зміщуються на відстань, що не перевищує міжатомну (за Г.В. Курдюмовим). В наслідок викривлення кристалічної гратки мартенсит володіє високою твердістю і низькою пластичністю.

Мартенситне перетворення носить гетерогенний характер, об'єктами зародження якого є дефекти упаковки. Якщо їх не буде, то і мартенситне перетворення не буде відбуватися.

Мартенситне перетворення носить двохстадійний характер. Утворення мартенситу проходить через проміжну стадію, в результаті якої утворюється так званий -мартенсит з гексагональною плотноупакованою кристалічною граткою [8].

Для сталі 5ХНМ температура мартенситного перетворення становить М=230 єС. В мартенситі загартованої сталі міститься стільки ж вуглецю, скільки його було у вихідній сталі (0,5% С). Для сталі 5ХНМ характерними є механізми пластичної деформації, двійникування і сковзання (середньовуглецева сталь). Мартенситне перетворення починається відразу при температурі Мі протікає при безперервному охолодженні в інтервалі температур. Щоб мартенситне перетворення розвивалося необхідно безперервне охолодження сталі нижче т.М. Якщо охолодження зупинити, то мартенситне перетворення практично також зупиняється. Кількість мартенситу зростає в результаті утворення все нових кристалів. Легуючі елементи сталі 5ХНМ (Cr, Ni, Mo) знижують т. М.

Мартенситне перетворення не протікає до кінця, тому в загартованій сталі присутній залишковий аустеніт. Кількість залишкового аустеніту в сталі 5ХНМ не перевищує 10%.

1.6 Фазові і структурні перетворення під час нагріву загартованої сталі 5ХНМ

Після попереднього гартування молотовий штамп зі сталі 5ХНМ має такий структурний стан: мартенсит, твердість якого становить 56-60 HRC і деяка кількість залишкового аустеніту. Гартування проводили при температурі 840-860 єС і охолоджували в печі.

Стосовно до досліджуємого виробу - молотового штампу зі сталі 5ХНМ задані наступні вимоги: твердість 35-38 HRC; межа міцності = 1320 Н/мм; необхідно отримати структуру сорбіта відпуску, до того ж цей вироб повинен витримувати робочі температури 500-550 єС. Температура відпуска має бути 550-580 єС із наступним охолодженням на повітрі. Схема структури після високого відпуска наведена на рисунку 1.16.

Початковою структурою є структура загартованої сталі, що складається з тетрагонального мартенсіту і залишкового аустеніту. Мартенсіт і залишковий аустеніт є нестійкими (нерівноважними) структурними складовими. Перехід загартованої сталі в стійкий стан супроводжується перетвореннями мартенсіту і залишкового аустеніту. Ці перетворення мають дифузійний характер і швидкість їх протікання в основному визначається температурою нагріву.

При нагріві загартованої сталі можна чекати зменшення тетрагональності мартенсіту виділенням надмірного вуглецю з твердого розчину і зняття залишкової внутрішньої напруги в кристалічній гратці, що повинне привести до зменшення об'єму кристалів мартенсіту. Окрім цього, відбуватиметься перетворення залишкового аустеніту і збільшення змісту Fe3C за рахунок вуглецю, що виділився тетрагонального мартенсіту [8].

Розглянемо, що буде відбуватися при нагріванні загартованої сталі до температури 550-580 єС, при якій проводимо відпуск, і при подальшій витримці. Термічну обробку, яка полягає в нагріванні загартованої сталі до температури нижче т. А, називають відпуском. Структура мартенситу і залишкового аустеніту, які є нерівноважнми фазами, є типовою структурою загартованої сталі. Перехід сталі у більш стійкий стан повинен супроводжуватись розпадом мартенситу і залишкового аустеніту з утворенням структури, яка складається з ферито-карбідної суміші.

Розпад мартенсіту з виділенням карбідів - головний процес при відпуску сталі, який залежно від температури і тривалості відпуска проходить наступні стадії.

На першій стадії перетворення (при температурі порядку 100-150 єС) із кристалів мартенсіту утворюється -карбід. Концентрація вуглецю в цих дільницях мартенситу, які безпосередньо оточують кристали виділившихся карбідів, різко зменшується, тоді як більш віддалені дільниці зберігають вихідну концентрацію вуглецю, що отримана після гартування. Таким чином, після нагрівання до низьких температур в сталі поряд з частинками карбідів, що виділилися, одночасно присутні два -твердих розчина з більш високою (вихідною) і низькою концентрацією вуглецю. Такий тип розпаду мартенситу називається двохфазним.

При температурах нижче 150 єС швидкість дифузії мала, тому частинки карбідів, що утворюються, не збільшуються, а розпад мартенситу супроводжується зародженням нових частинок карбідів на межах кристалів мартенсіта і в місцях з підвищеною щільністю дефектів.

Карбідні частинки мають форму тонких пластин товщиною в декілька атомних шарів. Пластинки -карбіду когерентно пов'язані із граткою - розчина. Внаслідок того, що питомі об'єми -карбіду і - розчину різні, виникають сильні викривлення кристалічної гратки обох фаз.

Таким чином, в результаті нагріву загартованої сталі до 180 °С відбувається перше перетворення при відпуску - початок розпаду мартенсита з виділенням вуглецю у вигляді дисперсних частинок (карбіду заліза), зменшення тетрагональності гратки мартенситу і її викривлень зняттям напруги, зменшення об'єму кристалів мартенситу.

В результаті протікання першого перетворення при відпуску отримуємо відпущений мартенсіт або мартенсіт відпустки, усередині якої розподілені дрібнодисперсні частинки цементита; структура відпущеного мартенсіту зберігає голкову будову.

На другій стадії перетворення (150 - 350 єС), зовнішньою ознакою якої є збільшення довжини зразка, з мартенситу виділяються карбіди, і внаслідок цього він збіднюється вуглецем. В цьому інтервалі температур відбувається перетворення залишкового аустеніту на відпущений мартенсит, тобто друге перетворення при відпуску супроводжується майже повним розпадом залишкового аустеніту, одночасно з цим продовжується виділення вуглецю з тетрагонального мартенситу з деяким зниженням в ньому напруги. До кінця другого перетворення при відпустці вміст вуглецю в мартенсіті складає 0,15... 0,20 %. При цьому стає помітним зростання карбідних частинок, що раніше виділилися з мартенсіту.

При температурі відпуска до 300 єС при виділенні вуглецю із пересиченого твердого розчину, утворюється карбід заліза FeC. Хімічний склад феритної і карбідної фаз за легуючими елементами не відрізняється за вмістом їх у сталі, тобто перерозподілу легуючих елементів не відбувається. Але на кінетику розпаду мартенситу в інтервалі температур відпуска 100-300 єС легуючі елементи впливають. По-перше, вони уповільнюють виділення вуглецю з пересиченого твердого розчину (мартенситу) і тим самим сприяють збереженню більш високої його тетрагональності.

По-друге, підвищується температура початку виділення карбідної фази. По-третє, підвищується температура початку росту карбідних часток, які виділилися (від 350 до 450-500 єС). Таку дію мають карбідоутворюючи елементи Cr, Mo, а також не карбідоутворюючий Ni.

При підвищені температури нагріву до 300 - 400єС настає третє перетворення при відпуску. В цьому інтервалі температур спостерігається стиснення зразка (зменшення його довжини), що указує на повне виділення надмірного вуглецю з мартенсіту і зняття внутрішньої напруги. Одночасно з цим відбувається порушення когерентності і обособлення граток ферита і карбіда, пов'язане з одночасним протіканням карбідного перетворення, в результаті якого утворюється цементіт -FeC > FeC.

Крім того, змінюються розміри і форма карбідних частинок, вона наближається до сфероїдальної. Коагуляція карбідів під час відпуска відбуваєтьза в результаті розчинення більш дрібних і росту більш великих частинок цементиту при одночасному збідненні вуглецем -твердого розчину. Структуру сталі після високого відпуска називають сорбітом відпуска. Частинки карбідів у структурі сорбіта відпуска на відміну від сорбіта, що отриманий в результаті розпаду переохолодженого аустеніту, має зернисту, а не пластинчату будову. Утворення таких структур покращує такі властивості сталей, як: пластичність і в'язкість, а також опір руйнуванню.

При подальшому підвищенні температури (вище 400 °С) наступає четверте перетворення при відпуску, яке характеризуется повним зняттям внутрішньої напруги і коагуляцією карбідних частинок в зернистому цементиті. При температурі вище 400 °С відпущена сталь складається з фериту і зернистого цементита. Різний ступінь дисперсності цементита зумовлює і структуру відпущеної сталі. Сталь відпущена при 350... 500 °С, має структуру трооститу, при 500... 600 °С - сорбіту відпустки. Причому в першому випадку частинки цементита дрібніші, ніж в другому.

При температурі відпустка вище 600 °С сорбіт відпустка перетворюється на перлит із зернистим цементитом (іноді називають зернистий перлит) з твердістю НВ 250. Зменшення твердості сталі супроводжується відповідною зміною і інших механічних властивостей [8].

Легуючі елементи Mo і Cr у досліджувальній сталі 5ХНМ уповільнюють процес коагуляції карбідів. При високих температурах 500-550 єС стає можливою дифузія легуючих елементів, яка призводить до їх перерозподілу між феритом і цементитом. Карбідоутворюючі елементи Cr і Mo дифундують із ферита у цементит, нерарбідоутворюючий Ni - з цементита в ферит. Збагачення цементиту легуючими елементами до межі насичення призводить до його перетворення у спеціальні карбіди (CrC, CrC, MoC, MoC), які утворюються в тих місцях, де до цього були частинки цементиту. Однак можливе і пряме виділення частинок спеціальних карбідів, які викликають ефект дисперсійного твердіння.

Слід також зазначити, що розпад мартенсіта при відпуску впливає на всі властивості сталі. При низьких температурах відпуска (200-250 єС) зменшується схильність сталі до крихкого руйнування. У випадку низькотемпературного відпуска твердість загартованої і віпущеної сталі не залежить від вмісту в ній легуючих елементів і визначається в основному вмістом вуглецю в - розчині. Міцність і в'язкість сталі при низ'ких температурах відпуска дещо зростає внаслідок зниження макро- і мікронапружень і зміни структурного стану (виділення зміцнюючи фаз - карбідів). З підвищенням температури відпуска від 200-250 єС до 500-680 єС помітно знижується твердість (з 50-60HRC після рартування до 35-38 HRC - після відпуску),, також зменшується тимчасовий опір, межа текучості,, підвищується подовження і звуження.

Легуючі елементи сприяють збільшенню вмісту залишкового аустеніту під час гартування і утримують його перетворення під час відпуску. В інтервалі бейнітного перетворення залишковий аустеніт зазнає проміжне перетворення. При більш високих температурах відпуска із залишкового аустеніту виділяється карбідна фаза і в процесі охолодження він відчуває мартенситне перетворення.

Усі легуючі елементи збільшують стійкість аустеніта у проміжній області і знижують його температурний інтервал. Особливо сильно у цьому напрямку діють Ni і Cr. На процесах проміжного перетворення виявляється вплив легуючих елементів на термодинамічну активність вуглецю, що призводить до зниження швидкості збагачення аустеніта вуглецем, а також швидкості утворення карбідної фази.

Зниження температури Мн веде за собою збільшення після гартування вмісту залишкового аустеніту. Витримка при температурах в інтервалі Мн - Мк призводить до стабілізації залишкового аустеніту [7].

1.7 Вдосконалення технологічних процесів на основі аналізу фазово-структурних перетворень для сталі 5ХНМ

Об'єктом для вдосконалення обираємо процес гартування молотового штампу зі сталі 5ХНМ. Недоліком цього процесу є тривалий цикл термічної обробки. Цьому недоліку можна запобігти, якщо для штампу зі сталі 5ХНМ виконати ізотермічне гартування.

Нагріті до температури гартування штампи підстужують протягом 10-12 хв., накривають коробом і охолоджують в розплаві солей (70% BaCl2 і 30% NaCl) з температурою 275 - 325єС протягом 2 годин; потім проводять охолодження на повітрі. Відповідно до діаграми ізотермічного перетворення аустеніту для сталі 5ХНМ при вказаному режимі ізотермічного гартування перетворення на гравюрі штампу повністю протікає по бейнітному механізму. При цьому забезпечується твердість гравюри не вище 38-48 HRC. В той же час хвостова частина штампу охолоджується сповільнено і отримує твердість не вище 32-35 HRC. Тому відпустк після ізотермічного гартування не здійснюється.

Таким чином, в результаті ізотермічного гартування в 5,5 разів скорочується цикл термічної обробки штампів, на 60% зменшується її трудомісткість, досягається значна економія палива і електроенергії; крім того, виробничі випробування штампів показують, що за рахунок ізотермічного гартування майже в 1,5 разів збільшується їх стійкість (в порівнянні із стійкістю штампів, підвергнутих гартуванню по звичайному режиму) [4].

Формула винаходу

Спосіб термічної обробки молотового штампу зі сталі 5ХНМ, що полягає у гартуванні, відрізняється тим, що для скорочення тривалості цикла термічної обробки, економії палива та електроенергії, зменшення короблення і підвищення стійкості молотового штапа, відпуск не проводять, а здійснюють ізотермічне гартування при нагріві в розплаві солей (70% BaCl2 і 30% NaCl). Охолодження здійснюється на повітрі за такими параметрами:

- температура нагріву 275 - 325єС;

- тривалість витримки 2 - 2,5 год.;

- твердість гравюри 38-40 HRC;

- твердість хвостовика 32 - 35HRC.

2. Фазові і структурні перетворення при термічній обробці сталі ШХ15

2.1 Загальна характеристика сталі ШХ15

Сталь ШХ15 є конструкційною, хромістою, підшипниковою. Вона призначена для виготовлення шариків діаметром до 150 мм; роликів діаметром до 23мм; кілець підшипників із товщиною стінки до 14мм, від яких вимагається висока твердість, зносостійкість та контактна міцність. Сталь поставляється у вигляді сортового прокату, в тому числі фасонного, каліброваного та шліфованого прутка, серебрянки, полоси, проволоки. Хімічний склад сталі ШХ наведено в таблиці 2.1 [16].

Таблиця 2.1 - Хімічний склад сталі ШХ15, % (ГОСТ 801-78)

В таблиці 2.2 приведена температура критичних точок сталі ШХ15 [16].

Таблиця 2.2 -Температура критичних точок сталі ШХ15, єС (ГОСТ 801-78)

Ролик підшипника працює без значних ударних навантажень в умовах тертя та значних знакозмінних навантаженнях, тому поверхня ролика піддається значному зносу. Отже, матеріал ролика повинен мати високу твердість 60-65HRC, а структура повинна складатися з мартенситу відпуска. Прогартованість ролика має бути наскрізь.

Сталь ШХ15 - заевтектоїдна, хроміста, підшипникова. Вона чуттєва до неметалевих включень та домішок, тому виплавляється в електродугових печах з наступним рафінуючим переплавом, щоб попередити зниження контактної міцності виробу.

2.2 Технологічний процес виготовлення ролика

Підшипники качіння є одним з основних елементів більшості машин і механізмів. Підшипники характеризуються вантажопідйомністю, довговічністю і надійністю, точністю і частотою обертання, масою, рівнем шуму та ін.

На працездатність підшипників впливають багато факторів, зокрема: відповідність підшипників за типом і розмірами характеру і величині експлуатационных навантажень; якість сталі і термічна обробка; точність виготовлення деталей і чистота обробки; якість збірки підшипників; умови монтажу, якість мастила і інші особливості експлуатаційнних умов.

Висока якість виготовлення і зборки підшипників забезпечується комплексом конструкторських і технологічних заходів.

Довговічність підшипників визначається головним чином якістю сталі і її термїчною обробкою.

Основна напруга в деталях підшипників при експлуатації виникає внаслідок контактного навантаження кілець і тіл качіння, що багато разів повторюється. Контактна витривалість матеріалу є основним параметром для розрахунку довговічності підшипників. Крім того, в реальних умовах експлуатації деталі підшипників різного призначення можуть піддаватися зношуванню (із-за прослизання тіл, що котяться), динамічним навантаженням, дії коррозійних середовищ і підвищених температур [13].

Зважаючи на складний комплекс напруг, які виникають у металі підшипникова сталь повинна володіти: а) високим опором пластичній деформації при великих навантаженнях в зоні контакту, що забезпечує статичну вантажопідйомність підшипників; б) стійкістю проти контактно-втомного руйнування при качінні під навантаженням, що визначає динамічну вантажопідйомність підшипників; у) зносостійкістю; г) достатньою в'язкістю; д) розмірною стабільністю при тривалому зберіганні і експлуатації підшипників, що запобігає їх «заклинюванню» і ослабленню посадочного натягу [15].

Великий вплив на довговічність підшипників роблять густина сталі, насиченість її порами, т. п., а також розташування волокон по відношенню до найбільш навантажених поверхонь деталей, що знаходяться в зоні контактного навантаження (доріжки качіння кілець, поверхні качіння роликів і кульок). Густина сталі забезпечується металургійною якістю злитка і великими обтисканнями при раціонально вибраних схемах деформації в процесі обробки тиском. При цьому необхідно виключити можливість попадання самих навантажених ділянок деталей на найменш плотні слої сталі.

Волокнистість сталі виникає внаслідок витягування дендритів і неметалічних включень в процесі гарячої пластичної деформації (при прокатці, куванні, штампуванні, розкочуванні і т. д.). Механічні властивості загартованої сталі, такі як контактна виносливість, ударна в'язкість, тимчасовий опір при розтягуванні і вигині залежать від орієнтування волокон.

Збільшення чистоти сталі за рахунок рафінуючих переплавок, збільшення її хімічної однорідності шляхом гомогенізації злитків і заготівок дозволяють частково нейтралізувати негативний вплив волокнистості [15].

Виплавку сталі ШХ15 виконують в електродугових печах. Поряд із технологією виплавки одним із важливіших факторів, впливаючих на макроструктуру і міру чистоти сталі є маса злитка. Сталь ШХ15 розливається тільки сифонним способом. Маса злитка сталі ШХ15 складає 0,6-5,2 т. Збільшення маси злитка до 5-6 т. погіршує макроструктуру сталі та міру її забруднення. Невелика маса злитка (0,5-1,0 т.) не дозволяє повністю ліквідувати дендритну ліквацію й зрівняти хімічну неоднорідність через недостатній обтиск під час отримання заготівель великого розміру.

Утворення внутрішніх тріщин можливо усунути шляхом повільного охолодження у неопалюваних колодязях або ямах. Злитки саджають у колодязь при температурі вище 700єС та охолоджують до 200-300єС протягом 20-24 годин [14].

До прокатного цеху злитки поступають в холодному або гарячому стані. Злитки, які обробляються в гарячому стані, нагрівають до температури вище 500 єС в спеціальних печах. Потім злитки йдуть до блюмінгу 950/900, а далі на заготовочний стан 900/750, де змінюється не лише геометрична форма злитка, але й властивості сталі, внаслідок руйнування первинної структури. На середньосортному стані 350 отримують заготівку круглої форми d = 25мм, l = 6мм [20].

Для усунення карбідної сітки проводять нормалізацію при температурі 920-950 єС, тривалість витримки 10-25 хвилин. Охолодження здійснюють на повітрі. Твердість після такої обробки складає 270 - 300HB.

Після нормалізації проводять сфероїдизуючий відпал при температурі 770-780 єС, тривалість витримки 2-6 годин.

Для відпалу в термічних цехах підшипникових заводів застосовують як камерні електропечі опору СНЗ, так і електропечі безперервної дії ТО-300, ДТА-600, СТЗ-16 і 105.4/10. Деталі підшипників завантажують в робочий простір камерних печей СНЗ, де вони знаходяться без руху протягом всього технологічного процесу. Розвантажують деталі з печі через той же отвір. У печах безперервної дії ТО-300 деталі нагріваються на масивних піддонах. Завантажують і розвантажують деталі за допомогою гідравлічних і електромеханічних приводів.

Найбільш поширеним устаткуванням для термічної обробки роликів діаметром 5-50 мм є автоматичний агрегат СБЗА 4,2 4/3 барабанного типу.

Для нагріву роликів під гартування застосовують печі барабанного типу. Деталі в цьому випадку завантажують в бункер, звідки вони поступають в циліндровий муфель, що обертається, виготовлений з жароміцної сталі. Муфель має декілька частот обертання. Деталі перекочуються у витках спіралі муфеля, що обертається, і просуваються уздовж печі до розвантажувального отвору. Потім через патрубок потрапляють в гартівний бак, що знаходиться під піччю [14].

Нагрів деталлей підшипників в електропечах опору в повітряній атмосфері сопровождается зневугленням і окисленням поверхні. Одним із способів виключення окислення і зневуглення в процесі нагріву є індукційний нагрів.

Далі проводять калібровку виробу. Нарізку на мірні дліни здійснюють до розмірів: d = Ш30мм, l = 45мм. Через те,що сталь ШХ 15 флокеночутлива, виконеуємо противофлокенну обробку. Механічна обробка проводиться на автоматичних верстатах (точіння) до кінцевих розмірів.

Гартування проводять при температурі 780-800 єС протягом 40 хвилин. Охолоджуюче середовище - масло. Далі проводять низький відпуск для стабілізації структури і отримання максимальної твердості. Після цього проводять шліфовку та поліровку ролика [13].

На рисунку 2.2 представлена схема переробки сталі ШХ15 у виріб (ролик).

59

Рисунок 2.2 - Технологічний процес виготовлення ролік

2.3 Режими термічної обробки сталі ШХ15

В якості попередньої термічної обробки застосовують нормалізацію та сфероїдизуючий відпал. Сталь ШХ15 підвергається сфероїдизуючому відпалу на зернистий перліт.

Для заевтектоїдних сталей нормалізація проводиться з метою усунення або зниження ступеня розвитку цементаційної сітки. Охолодження проводять на повітрі, тому розпад аустеніту проходить при більш низьких температурах, формується більш дисперсна структура, а тому зростає твердість і міцність. Режим відпалу сталі ШХ15 повинен забезпечити отримання найбільш сприятливої мікроструктури зернистого перліту для холодної механічної обробки і нагріву під гартування. Перетворення в т.Ас1 діаграми стану Fе-C для сталі ШХ5 починається при температурі 730єС і завершується при температурі 760-770єС, але в аустеніт переходить лише та кількість карбідів, яка відповідає евтектоїдному складу. При нагріві сталі ШХ15 вище т.Ас1 на 15 - 20єС і подальшому охолодженні карбіди, що не розчинилися, є центром кристалізації, тобто зародками утворення глобулярних карбідів [1].

Сталь із структурою зернистого перліту добре оброблюється різанням, має високу якість поверхні, що обробляється під час обробки заготівель на автоматичних станках.

Допустиме значення твердості для сталі ШХ15 після сфероїдизуючого відпалу знаходиться в інтервалі 179-207 HB.

На результати відпалу впливає початкова структура заготівель. При правильних температурах гарячої деформації і наступним швидким охолодженням заготівель водою до 650 єС структура має вигляд тонкого пластичного перліту без замітної карбідної сітки. Карбідна сітка, яка не усувається при сфероїдизуючому відпалі, є недопустимою, бо різко знижуються механічні властивості сталі [13].

Температура нагріву під сфероїдизуючий відпал розраховується за формулою:

t = Ас + (20-30) єС

t = 745 + (20-30) єС = 765-775 єС

Час витримки для сталі ШХ15 складає 2-6 годин. Швидкість охолодження повинна бути такою, щоб перетворення аустеніту до зернистого перліту завершилося при температурі 600 єС. Тому швидкість охолодження в інтервалі перлітного перетворення складає 15-25 єС/год. Низька твердість забезпечує високу продуктивність при обробці сталі на металургійних станках.

Прискорене охолодження при відпалі (100 - 300°С/год) викликає утворення дрібнодисперсної структури з підвищеною твердістю. Дуже повільне охолодження (- 5°С/год) привоздить до утворення грубозернистого перліту. Така структура володіє низькою твердістю, але несприятлива для подальшого гартування. Нормальною структурою після відпалу є структура дрібнозернистого перліту. При недогріванні при відпалі зберігається частина тонкопластинчатого перліту, а при перегріві утворюється структура крупнопластинчатого і зернистого перліту [5].

Контроль якості відпалу здійснюють по твердості і мікроструктурі. При цьому доцільно контролювати поковки найбільш холодних і найбільш гарячих місць садіння.

Дефектна, унаслідок недогрівання структура, виправляється повторним відпалом, а унаслідок перегріву - нормалізацією з подальшим відпалом.

В якості остаточної термічної бробки застосовують гартування та низький відпуск.

Для сталі ШХ15 гартування в маслі надає необхідні твердість та міцність. Низький відпуск застосовується для зняття внутрішніх напружень, надання сталі потрібної структури та твердості [13].

Деталі перед надходженням в гартівну піч повинні бути чистими і сухими без слідів масла і емульсії, а також без грубих дефектів поверхні (рисок, забоїн, вм'ятин, опіків, іржі). Для отримання однорідного якісного гартування доцільно завантажувати деталі в піч в один шар.

Висока якість гартування досягається при нагріві і охолодженні деталей в соляних ваннах. Проте вони мають порівняно мале розповсюдження в підшипниковій промисловості у зв'язку з необхідністю додаткових операцій промивки і оберігання деталей від корозії, несприятливих гігієнічних умов роботи і підвищеного забруднення зовнішнього середовища. Вельми перспективне застосування вакуумних печей.

Режим гартування призначається залежно від складу сталі і характеру початкової структури і визначається швидкістю і температурою нагріву, часом витримки і інтенсивністю охолодження.

Швидкість нагріву. Теплопровідність і пластичність сталі ШХ15 дозволяють нагрівати її практично скільки завгодно швидко без небезпеки виникнення тріщин. Прискорення нагріву збільшує продуктивність устаткування, зменшує окислення і зневуглення деталей. У прохідних печах прискорення нагріву досягається збільшенням потужності і підвищенням температури в завантажувальних зонах.

Температура нагріву. Нагрів повинен забезпечити:

а) завершення перлито-аустенітного перетворення при растворінні вуглецю в аустеніті до змісту 0,55 - 0,65 %;

б) збереження відносно дрібного (9-10-го балів по ГОСТ 5639-82) аустенітного зерна;

в) достатню однорідність аустеніту, що дозволяє запобігти появлення в структурі загартованої сталі продуктів немартенситного перетворення [5].

Чим більше деталь, тим повільніше вона охолоджуються в гартівній рідині і тим більша стійкість аустеніту необхідна для якісного гартування. Для розчинення необхідної кількості вуглецю і легуючих елементов в аустеніті крупні деталі нагрівають до більш за високих температур.

На процес гартування підшипникових деталей впливає хром. Хром збільшує кількість надмірних карбідів в структурі сталі і зменшує чутливість до перегріву. Внаслідок присадки хрому зменьшується критична швидкість гартування і збільшується прогартованість. Невелика критична швидкість гартування необхідна для того, щоб можна було деталі гартувати в маслі. При гартуванні в маслі відбувається частковий відпустк мартенситу, що знижує напругу.

Із збільшенням змісту хрому критична швидкість гартування значно знижується. Для сталі ШХ15 (1% З і 1,5% Сг) критична швидкість гартування зменшується з 500 до 35 - 40° С/хв. У зв'язку із зменшенням критичної швидкості гартування деталі із сталі ШХ15 прожарюють на значно велику глибину.

Сталь ШХ15 - заевтектоїдна сталь, яка піддається неповному гартуванню. При цьому досягається максимальна твердість через збереження нерозчинних карбідів, відбувається гальмування росту аустенітного зерна, в структурі отримується дрібногольчатий мартенсит та зберігається найменша кількість залишкового аустеніту. Температура нагріву при неповному гартуванні визначається: t = Ас + (30-50) єС = 745 + (30-50) єС = 775-795 єС.

Тривалість нагріву повинна забезпечити досягнення деталями заданої температури і необхідне насичення аустеніту вуглецем. Для підшипникових сталей, що піддаються неповному гартуванню, час нагріву істотно впливає на якість гартування, оскільки при нагріві і витримці відбувається безперервне насичення твердого розчину.

Витримка під час нагріву під гартування повинна забезпечити прогрівання ролика наскрізь та отримання в структурі однорідного аустеніту. Час витримки складає 35 - 40 хвилин.

Оптимальним гартувальним середовищем під час термічної обробки роликів підшипника є масло, охолоджуюча здібність якого в області мартенситного перетворення мала. Це зменшує небезпеку утворення тріщин й загартовочних деформацій. Для гартування роликів застосовують мінеральне масло марок И - 12А, И - 20А [1].

Відпустк є остаточною операцією термічної обробки, що визначає якість готових деталей підшипників. Завдяки йому досягається підвищення в'язкості, розмірна і структурна стабільність деталей.

Для відпуска використовують злектропечи опору з примусовою циркуляцією повітря, калориферні печі і масляні вани. Загартовані деталі слід піддавати відпустці відразу або, принаймні, не пізніше, ніж через 3 год після гартування.

Відпустк повиннен забезпечити підвищення в'язкості сталі за рахунок зменшення тетрагональності мартенситу і внутрішньої напруги без інтенсивного розпаду залишкового аустеніту, що супроводжується падінням ударної в'язкості. Інтенсивннй розпад аустеніту в сталі ШХ15 починається при температурах вище 175 °С.

Відпуск проводять при температурі 150-160 єС тривалістю 2-3 години. Твердість сталі після такої обробки складає 60-65HRC.

Найкращі експлуатаційні властивості (поєднання високих меж контактної витривалості і зносостійкості) після гартування і відпуска забезпечує мікроструктура скритогольчатого або дрібногольчатого мартенсіту і дрібних глобулярних карбідів, однакових по величині і рівномірно розподілених (рисунок 2.7, а).

Низька прогартованість, недостатня температура і витримка під час нагріву, а також швидкість охолодження, високий ступінь хімічної неоднорідності можуть з'явитися причиною появи троаститних ділянок. Висока температура нагріву, велика схильність до зростання аустенітного зерна і вузький інтервал температур гартування викликають значне зростання голок мартенсіту і збільшення кількості залишкового аустеніту. Крупноїгольчатий мартенсіт, велика кількість троаститу і залишкового аустеніту приводять до погіршення механічних властивостей сталі і зниженню її контактної витривалості.

Тому в підшипниковій промисловості вимоги до мікроструктури регламентовані фотоеталонами, що передбачають допустиму величину гольчатості мартенситу і ділянок троастита залежно від умов роботи підшипників.

У мікроструктурі скритно- і дрібногольчатого мартенсіту розрізняють темно- і світлотравимі ділянки, походження яких пов'язане з хімічною неоднорідністю сталі і різним вмістом хрому в цементиті. Під час нагріву під гартування відбувається переважне розчинення дрібних частинок збідненого хромом цементиту тоді як крупніші частинки не розчиняються. Ділянки, в яких сконцентрована більша кількість карбідів, травимі сильніше внаслідок деякого збіднення твердого розчину хромом. Ділянки, в яких карбіди розчинилися, відрізняються більшою мірою гольчатості, великою кількістю залишкового аустеніту і травимі світліше. Залишки карбідної сітки і структурна смужчатість в загартованих деталях не повинні перевищувати норм стандартів на сталь.

Глибину зневуглецьованого шару визначають металографічним методом і засобом вимірювання твердості (ГОСТ 1763-68). Глибина не повинна перевищувати половини припуска на шліфування. Для неробочих поверхонь, які після гартування не шліфуються, глибину зневуглецьованого шару не регламентують.

Точно оцінити в загартованій шарикопідшипниковій сталі можна тільки шар, зневуглецьований до фериту, оскільки при цьому помітна його чітка межа з нормальною мартенситною структурою [13]

В таблиці 2.3 наведено вплив температури відпуска на твердість сталі ШХ15.

Таблиця 2.3 - Вплив температури відпуска на твердість сталі ШХ15 [17]

Відпуск при температурах вищих за 150-160 єС призводить до зниження твердості і знижує опір зносу ролика.

В таблиці 2.4 наведені механічні властивості сталі ШХ15 після гартування та низькотемпературного відпуску [17].

Таблиця 2.4 - Механічні властивості сталі ШХ15

При контролі якості термічної обробки деталей підшипників перевіряються наступні параметри.

Після остаточної термічної обробки твердість роликів із сталі ШХ15 повинна бути в межах НRС 61--65.

Злам деталей контролюється для оцінки якості термічної обробки, виявлення перепалу при куванні і штампуванні. При задовільному гартуванні злам матово-сірий, фарфоровидний, шовковистий. Злам з помітною зернистістю є ознакою перегріву сталі. Скалкуватий злам характеризує неповне гартування сталі.

Мікроструктуру перевіряють на оптичних мікроскопах при збільшеннях в 500 - 600 разів і при задовільній термічній обробці вона повинна містити скрытокристаллический мартенсіт і рівномірно распределенние избнточные карбіди, Наявність трооститу свідчить про недостатній нагрів або інтенсивність охолоджування. Перегрів виявляється по появленню помітної голкової мартенсіту.

Наявність тріщин перевіряють на дефектоскопах (магнітних, люмінесцентних, ультразвукових та ін.). Тріщини в деталях підшипників не допускаються.

На підшипникових заводах все ширше використовують прибори неруйнуючого контролю якості термічної обробки [13].

2.4 Фазові та структурні перетворення під час нагріву сталі ШХ15

Аустенітизація - процес отримання структури аустеніту під час нагріву в аустенітну область.

Серед режимів термічної обробки сталі ШХ15, що розглядаються в даній роботі, процес аустенітизації відбувається при нормалізації та сфероїдизуючому відпалі та під час нагріву виробу під гартування. У цих режимах температура нагріву перевищує точку Ас. При проведенні всіх інших видів термообробки аустенітизація не відбувається.

Температура аустенитизації для сталі ШХ15 - 780 - 820 °С. Нижня межа прийнята на 15 - 20 °С вище за температури закінчення >перетворення, верхній - декілька нижче за температуру відносної гомогенізації аустеніту. Недогрівання призводить до появлення в мікроструктурі дрібних ділянок пластинчастого перлита, вкраплених в масу дрібнозернистого перлиту. Твердість при цьому підвищена. Перегрів приводить до утворення крупнолластинчатого перлиту на фоні крупних глобулей неоднорідного зернистого перлиту, що не надає впливу на твердість стали, і в цьому випадку твердість не може служити надійним показником якості відпалу.

При аустенитизації сталі для завершення перетворення перлиту в аустеніт цілком достатня витримка протягом 45 - 60 хв. Проте, враховуючи неминучі перепади температури в різних зонах садіння, тривалість нагріву повинна бути достатньою, щоб найбільш холодна частина садіння знаходилася при температурі аустенитизації не менше 1 ч.

Швидкість охолодження повинна бути такою, щоб перетворення аустеніту на зернистий перлитдля сталі ШХ15 завершилося при температурі 600 °С.

Відпал проводять вище т. Ас(745 єС). Початкова структура - пластинчатий перліт з тонкою цементитною сіткою.

Під час нагріву сталі до температури Ас поліморфні перетворення не відбуваються; відбувається розчин карбідів і дифузія вуглецю. Крім того, відбувається розподіл карбідної складової шляхом переносу вуглецю від пластини, що розчиняється, енергетично менш стійкої, до сфероїду чи іншого стійкого центру кристалізації.

Перетворення перліту в аустеніт відбувається при температурах більших за Ас: Ф + Ц > А (метастаб.) > А (стаб.).

Зародиш аустеніту утворюється переважно по границях перлітних пластин. Цей процес протікає в дві стадії:

- на першій стадії за зсувним механізмом утворюється метастабільний зародиш аустеніту з вмістом вуглецю приблизно в два рази менш, ніж в евтектоїд ній сталі (0,4% С): Ф + Ц > А. Такий механізм підтверджується тим, що зародиш має плоску форму. На полірованій поверхні шліфа з'являється рельєф, характерний для зсувних перетворень.

- на другій стадії відбувається трансформація метастабільного аустеніту в стабільний: А (метастаб.) > А (стаб.).

Для сталі ШХ15 температура кінця евтектоїдного перетворення зсувається до більш високих температур і досягає 750-760 єС. Під час нагріву до 760 єС перліт перетворюється в аустеніт. При цьому в аустеніт переходить лише та кількість карбідів, яка відповідає евтектоїдному складу (0,8% С). Останні карбіди розчиняються по мірі росту температури відповідно лінії SE діаграми рівноваги системи Fe - C [7]

В зв'язку з цим, якщо перегріти сталь ШХ15 вище т. Ас, її структура буде складатись з аустеніту та карбідів, які не розчиняються.

Легування сталі Cr зменшує розчинність вуглецю в аустеніті. При цьому, вся лінія граничної розчинності карбідів в аустеніті, а разом з нею і евтектоїдна точка S зміщуються вліво у бік меншої концентрації вуглецю. На рисунку 2.12 показано зміну евтектоїдної точки S та точки Е на діаграмі під впливом Cr [7].

Нагрів сталі ШХ15 під гартування також відбувається в між критичному інтервалі (Ас - Ас). Швидкість нагріву під гартування набагато більше, ніж при відпалі. При цьому до температури критичної т.Ас не яких фазово-структурних перетворень не відбувається, бо при цій температурі вільна енергія перліту дорівнює вільній енергії аустеніту. Тому для перетворення перліту в аустеніт температура нагріву повинна бути вищою рівноважної температури Ас = 745 єС.

Процес перетворення П > А відбувається за наступним механізмом. Сталь у вихідному стані являє собою суміш фаз фериту та цементиту.

Під час нагріву декілька вище за критичну т. Ас на границі феритної та цементитної фаз починається перетворення > , яке призводить до утворення низько вуглецевого аустеніту, в якому розчиняється цементит. Утворений аустеніт є хімічно неоднорідним. Концентрація вуглецю в аустеніті на границі з цементитом значно вище, ніж на границі з феритом (рисунок 2.11, сплав 1). Перетворення > протікає сильніше, ніж розчинення цементиту. При наявності надлишкового цементиту в структурі заевтектоїдної сталі неоднорідність, яка утворюється при нагріванні аустеніту, стає ще більшою. Це пояснюється тим, що надлишковий цементит перетворюється в аустеніт при більш високій температурі, ніж перетворення перлиту в аустеніт.

При закінченні процесу нагріву структура сталі ШХ15 в області Ас - Асбуде складатися з двох фаз: аустеніту та цементиту.

Розмір зерна аустеніту залежить від початкової структури, тобто від форми і дисперсності карбідів.

В вихідному стані перед гартуванням сталь ШХ15 має дрібнозернисту структуру. При низьких температурах зерно загартованої сталі має одноковий розмір, тобто структура є рівновісною. По мірі підвищення температури нагрівання відбувається послідовне зростання зерна, яке лишається рівновісним і однорідним за величиною.

Потім відбувається розчинення надмірної фази до отримання однорідного аустеніту.

Чим більше в сталі вуглецю, тим швидше протікають процеси аустенітизації, що пояснюється збільшенням кількості цементиту.

Введення в сталь ШХ15 хрома уповільнює процес аустенітизації внаслідок утворення легованого цементиту або карбідів хрома, які більш складно розчиняються в аустеніті.

Під час безперервного нагріву перетворення перліту в аустеніт протікає в деякому інтервалі температур. На рисунку 2.15 наведено термокінетичну діаграму утворення аустеніту при нагріві сталі з 1% С.

Чим вище швидкість нагріву, тим при більш високій температурі відбувається перетворення фирито-цементитної структури (перлиту) в аустенітну.

2.5 Фазові та структурні перетворення під час охолодження сталі ШХ15

Якщо сталь ШХ15 зі структурою аустеніта, яку отримано в результаті нагріву до температури Ас, переохолодити нижче Аr, то аустеніт виявляється в метастабільному стані і претерпеває перетворення.

Для опису кінетіки перетворення переохолодженого аустеніту використовують ізотермічну діаграму розпаду переохолодженого аустеніту.

Діаграми ізотермічного розпаду аустеніту тільки приблизно характеризують перетворення, які протікають під час безперервного охолодження. Час мінімальної стійкості мінімальної стійкості аустеніту під час безперервного охолодження в 1,5 раза більше, ніж при ізотермічному розпаді [7].

Розпад аустеніту відбувається тільки при температурі нижчої за критичну т. Ас, коли вільна енергія аустеніту вища за вільну енергію продуктів його перетворення. Тобто для розпаду аустеніт має бути переохолодженим. Від міри переохолодження залежить швидкість перетворення і будова продуктів розпаду аустеніту.

Залежно від міри переохолодження розрізняють три температурні області перетворення: перлітну, область проміжного перетворення та мартенситну.

Перлітна область поширюється на інтервали температур від критично т. Асдо температури ? 550єС. Розпад аустеніту - дифузійний процес, який розвивається в результаті неоднорідності розподілу вуглецю в аустеніті.

Перліт - продукт евтектоїдного розпаду аустеніту, який утворюється при температурі 650-700єС.

Якщо аустеніт переохолоджено до температури 600-650єС і при цих температурах він розпадається, то утворюється перліт (до 520єС).

Твердість сталі при цьому складає 284 HV. По мірі зменшення температури ізотермічної витримки від 700 до 550єС твердість сталі збільшується від 284 до 379 HV. Це пов'язано із збільшенням дисперсності структури.

Бейніт не перетворення розвивається при переохолодженні аустеніту нижче 520єС до т.Мн = 245єС. У бейніт ній області заторможена дифузія вуглецю і тим більше, чим нижча температура.

При ізотермічній витримці при температурі 450єС тривалістю 8 секунд із переохолодженого аустеніту виділяється верхній бейніт (ВБ), який має перистий вигляд. Структуру після ізотермічної витримки при температурі 450єС наведено на рисунку 2.17,б. Після ізотермічної при температурі 300єС структура складається із нижнього бейніту (НБ) (рисунок 2.17,в).

Характерною особлитвістю мартенситного перетворення є його бездифузійний характер. При більшому переохолодженні вуглець виділяється із аустеніту у вигляді часток цементиту. Решітка - Fe перебудовується в решітку - Fe. В результаті отримуємо пересичений твердий розчин вуглецю в - Fe (мартенсіт) [8]. Мартенситне перетворення в сталі ШХ15 починається в т.Мн = 245єС.

Критична швидкість - мінімальна швидкість охолодження, яка забезпечує переохолодження аустеніту без розпаду до точки мартенситного перетворення (рисунок 3.16).

V = = = 22,5 єС/сек.

1,5 - коефіцієнт, який враховує, що при безперервному охолодженні криві початку розпаду аустеніту зміщені вправо і вниз.

Аналіз процесів, які відбуваються при безперервному охолодженні переохолодженого аустеніту сталі ШХ15 проводять на термокінетичній діаграмі розпаду переохолодженого аустеніту.

Термокінетична діаграма - це діаграма розпаду переохолодженого аустеніту, на яку нанесено криві охолодження у різних середовищах. За допомогою термокінетичної діаграми можна простежити вплив швидкості охолодження на структуру та якість сталі.

Розглянемо перетворення, які відбуваються при швидкостях охолодження V - V. При повільному охолодженні зі швидкостями V - V, тобто при незначних переохолодженнях із переохолодженого аустеніту виділяється перліт. По закінченні перетворення сталь ШХ15 має структуру перліту. При збільшенні швидкості охолодження (V - V) аустеніт знаходиться у стійкому стані до т.Мн = 245єС. Нижче т.Мн аустеніт перетворюється у мартенсит, тобто проходить гартування сталі.

Структура сталі ШХ15 після гартування складається із мартенситу, залишкового аустеніту і карбідів. Твердість сталі буде складати 60-65HRC.

Мартенсит є частково впорядкованим пересиченим твердим розчином впровадження вуглецю в -залізі.

Мартенситне перетворення відбувається в тому випадку, якщо швидким охолодженням аустеніт переохолоджено до т.Мн = 245єС, при якій дифузійні процеси стають неможливими. Чим нижче температура, тим більше утворюється мартенсіта. Кількість мартенсіта при цьому зростає в результаті утворення нових кристалів. При досягненні певної температури перетворення аустеніта в мартенсіт зупиняється. Положення точок Мн и Мк не залежить від швидкості охолодження і обумовлено хімічним складом аустеніта. Чим більше в аустеніті вуглецю, тим нижче температура точок Мн і Мк.

Мартенситне перетворення дуже чутливе к напругам, а деформація аустеніта може викликати перетворення навіть при температурах вище Мн (мартенсіт деформації) [7].

Мартенситне перетворення полягає в закономірній перебудові кристалічної гратки, при якій атомі не обмінюються своїми місцями, а зміщуються на відстань, що не перевищує міжатомну (за Г.В. Курдюмовим). В наслідок викривлення кристалічної гратки мартенсит володіє високою твердістю і низькою пластичністю.

Мартенситне перетворення носить гетерогенний характер, об'єктами зародження якого є дефекти упаковки. Якщо їх не буде, то і мартенситне перетворення не буде відбуватися.

Мартенситне перетворення відбувається шляхом зсуву і супроводжується зміною складу твердого розчину.

Внаслідок викривлення кристалічної решітки мартенсіт володіє високою твердістю і низькою пластичністю. Твердість мартенсіту зростає із збільшенням в сталі змісту вуглецю.

Структура мартенсіту є пластинами у вигляді голок, орієнтованих щодо старої фази аустеніту паралельно або під певними кутами.

Мартенсіт в порівнянні з аустенітом має більший питомий об'єм.

Збільшення вмісту C, Cr, Мn призводить до зниження температури початку і кінця мартенситного перетворення і зміщенню всієї мартенситної кривої в область низьких температур. Вміст залишкового аустеніту після охолодження до кімнатної температури і більш низьких температур відповідно із зміною положень мартенситної кривої залежить від температури аустенітизації.

Зі збільшенням температури аустенітизації, збільшується кількість залишкового аустеніту. При зниженні температури охолодження кількість залишкового аустеніту суттєво знижується [8].

Тип мартенситу в сталі ШХ15 - пластинчатий. В цьому випадку кристали мартенситу складаються із більшої кількості мікродвійників. Структура сталі ШХ15 після гартування складається із мартенситу, залишкового аустеніту і карбідів.

Для сталей для роликів підшипників пред'являються вимоги скрізної прогартованості. Для цього підшипникові сталі легують Cr, Мn, Si.

Підвищенню прогартованості сталі ШХ15 сприятиме пропоноване в стандарті збільшення норми змісту марганцю до 0,5%, а також застосування сталі з підвищеним вмістом хрому і кремнію.

Загартованість - здатність сталі підвищувати твердість в результаті гартування. Чим більше в мартенситі вуглецю, тим вище його твердість. Легуючи елементи незначною мірою впливають на загартованість.

2.6 Фазові та структурні перетворення під час нагріву загартованої сталі ШХ15

Відпуском називається термічна обробка, яка складається із нагрівання і витримки загартованої сталі при температурах нижчих критичної т.Ас.

Відпуск проводять в залежності від вимагаємої твердості ролика. Після термообробки твердість ролика повинна бути 60-65 HRC при температурі відпуска 150-160єС. При нагріванні до цих температур відбувається розпад пересиченого твердого розчину та збіднення твердого розчину вуглецем.

М + А> М + А

- карбід, когерентно по'язаний із матрицею твердого розчину, являє собою тонкі пластини. В місцях його знаходження відбувається збіднення вуглецем. Дільниці, які знаходяться подалі від - карбіду, стають збагачені вуглецем. Такий розпад називають двохфазним. Тому отримуємо структуру, яка складається з мартенситу відпуска, залишкового аустеніту і карбідів.

В результаті такого розпаду зменшуються мікронапруження. На цій стадії легуючи елементи незначно впливають на розпад мартенситу. Твердість ролика підшипника після низького відпуска складає 60-65 HRC.

2.7 Вдосконалення технологічних процесів на основі аналізу фазових та структурних перетворень

Високі експлуатаційні властивості деталей підшипників в значній мірі залежать від якості сталі і технології її термічної обробки.

Недоліком роликів із сталі ШХ15 є їх зношування. Значно погігшує властивості сталі ШХ15 цементитна сітка. Для усунення цементитної сітки після пластичної деформації виконують прискорене охолодження.

Формула винаходу. Спосіб поверхневої обробки сталі ШХ15, який включає нормалізацію і сфероїдизуючий відпал (в якості попередньої термічної обробки) та гартування і відпуск (в якості кінцевої термічної обробки), відрізняється тим, що для усунення цементитної сітки після пластичної деформації виконують прискорене охолодження.

Висновок

В даній курсовій роботі були розроблені режими термічної обробки молотового штампу зі сталі 5ХНМ і ролика зі сталі ШХ15, а також розглянуті фазові і структурні перетворення при ній, були прослідковані процеси технологічного переділу сталей, починаючи від рідкого стану і завершуючи виготовленням готового виробу.

Нові технологічні процеси термічної обробки деталей підшипників і молотових штампів вимагають модернізації устаткування, що діє.

Перелік посилань

1. Технология термической обработки. Башнин Ю.А., Ушаков Б.К., Секей А.Г. - М.: Металлургия, 1986. - 424с.

2. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. - М.: Металлургия, 1975. - 584 с.

3. Позняк Л.А., Скрынченко Ю.М. Штамповые стали. - М.: Металлургия, 1980. - 244 с.

4. Штампы для горячего деформирования металлов. М.А. Тылкин, Д.И. Васильев, А.М. Рогалев, А.П. Шкатов, Е.И. Бельский. - М.: Высшая школа, 1977. - 496 с.

5. Самоходский А.И., Парфеновская Н.Г. Технология термической обработки металлов. - М.: Машиностроение, 1976. - 311с.

6. Соколов К.Н. Оборудование термических цехов. - К.: Вища школа, 1984. - 328с.

7. Лахтин Ю. М. Металловедение и термическая обработка металлов. - М.: Металлургия, 1984. - 360 с.

8. Материаловедение и технология металлов. В.Т. Жадан, П.И. Полухин, А.Ф. Нестеров и др. - М.: Металлургия, 1994. - 624 с.

9. Новиков И.И. Технология термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

10. Ляхович Л.С. Специальные стали. Минск: Высшая школа, 1985. - 208 с.

11. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграмы распада переохлажденного аустенита: изд. 2-е, испр. и доп. Справочник термиста. - М.: Металлургия, 1965. - 495 с.

12. Металловедение и термическая обработка стали. Справочник. Т. 2 / Под ред. М.Л. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. - М.: Металлургия, 1983. - 386 с.

13. Зельберт Б.М. Технология термической обработки шарико- и роликоподшипников малых и средних размеров. - М.: Машиностроение, 1976. - 32 с., ил..

14. Колосов М.И., Строганов А.И., Айзеншток И.Я. Производство шарикоподшипниковой стали. - М.: Металлургиздат, 1960. - 267с.

15. Воинов С.Г., Шалимов А.Г. Шарикоподшипниковая сталь. - М.: Металлургиздат, 1962. - 480с.

16. Журавлев В.Н., Николаева О.И. Машиностроительные стали. Справочник. Изд. 3-е перер. и доп. - М.: Машиностроение, 1981. - 391 с.

17. Тылкин М.А. - Справочник термиста ремонтной службы. М.: Металлургиздат, 1981. - 267c.

18. Конструкционные материалы. Справочник. Под ред. Б.Н. Арзомасова. - М.: Машиностроение, 1990. - 688 с.

19. Филинов С.А., Фиргер И.В. Справочник термиста. Изд. 4-е, доп. и перер. - Л.: Машиностроение, 1975. - 352с.

20. Королев А.А. Механическое оборудование прокатных цехов. М.: Металлургиздат, 1959. - 495с.

21. Прокатные станы: Справочник. В 3-х т. - 2-е изд. перер. и доп. - М.: Металлургия, 1992.

Страницы: 1, 2