Способ изготовления деталей из высокоуглеродистых сталей
METHOD FOR MANUFACTURING PARTS FROM HIGH-CARBON STEELS

Изобретение относится к машиностроению и может быть использовано при изготовлении деталей из высокоуглеродистых сталей в промышленном производстве.
Высокоуглеродистые инструментальные стали, например, такие как У9, У10, применяют при изготовлении различных инструментов. Стали У9, У10 содержат 0,90 и 1,00% углерода, соответственно, и отличаются прочностью и высокой твердостью. Их структура состоит из перлита и вторичного цементита. Однако такие стали малоэффективны для эксплуатации изделий из них при одновременном воздействии повышенных температуры и давления. При таких условиях на поверхности изделий из инструментальных сталей образуются трещины, что свидетельствует об их низкой работоспособности.
Из патента RU 2133783 (C21D 1/18, опубл. 27.07.1999) известен способ термической обработки изделий из углеродистой инструментальной стали, включающий подогрев, окончательный нагрев под закалку и охлаждение. При этом подогрев проводят при 200-250°С в течение 20-30 минут, нагрев под закалку выполняют при 758-768°С в течение 22-25 минут. Охлаждение осуществляют в водном растворе поваренной соли плотностью 1,085 г/см3 при температуре 20-25°С с последующим отпуском при 100°С кипячением в течение 2 ч. Такая обработка позволяет повысить прочность обрабатываемых изделий при сохранении твердости, но не обеспечивает повышение пластичности металла. А это является неприемлемым фактором при работе изделия в условиях одновременного воздействия повышенной температуры и высокого давления.
Из патента RU 2051186 (C21D 9/22, опубл. 27.12.1995) известен способ обработки изделий из инструментальной стали, выбранный в качестве прототипа. Известный способ включает закалку, отпуск, предварительную и окончательную механические обработки изделий из быстрорежущих сталей Р6М5, Р6М5К5. Перед закалкой проводят нормализацию при температуре 880-900°С в течение 5 минут, охлаждение на воздухе, и двухкратный отпуск, сначала при 350-370°С, затем при 550-570°С с выдержками в течение 1 ч. После этого проводят предварительную механическую обработку со съемом металла на глубину 0,3-0,5 мм. Далее выполняют подогрев до 880°С в течение 5 минут, окончательный нагрев при 1220°С и отпуск 2 раза при 560°С в течение 1 часа. Затем проводят окончательную механическую обработку со съемом металла на глубину 0,02-0,03 мм.
Указанная обработка позволяет повысить твердость изделий на 1-2 HRC, износостойкость в 2 раза, но не обеспечивает повышение прочности металла и его вязкости, что очень важно при работе изделия в условиях высокого давления и температуры.
Задача предлагаемого изобретения состоит в расширении областей применения высокоуглеродистых инструментальных сталей.
Технический результат, достигаемый при осуществлении изобретения, заключается в повышении прочности деталей из высокоуглеродистых инструментальных сталей при сохранении высокой твердости, в случае кратковременного одновременного воздействия на них температуры выше 1000°С, давления выше 1 атм и сил трения.
Эксплуатационными свойствами высокоуглеродистых инструментальных сталей являются такие свойства, как высокая прочность, твердость и достаточная вязкость, которые должны иметь после термообработки. Однако получить комплекс таких свойств является сложной задачей. Решение ее стало возможным при сочетании оптимальных режимов закалки и отпуска.
Для решения указанной технической проблемы и достижения указанного технического результата при изготовлении изделий из прутков высокоуглеродистой инструментальной стали осуществляют следующие операции. Сначала проводят закалку заготовок деталей при температуре 750-780°С. При этом обеспечивают нагрев заготовок до этой температуры в течение 60-90 минут. Выдержку при температуре 750-780°С проводят в течение 115-125 минут. После закалки охлаждают прутки до температуры 590-600°С в печи, а затем на воздухе. Далее прутки поступают на предварительную механическую обработку для изготовления из них деталей точением. После предварительной механической обработки точением заготовки детали  подвергают отпуску при температуре 190-200°С в течение 20-30 мин. При такой обработке обеспечивается повышение вязкости металла при сохранении требуемой твердости. После отпуска детали направляют на окончательную механическую обработку, включающую токарную обработку точением.
При закалке нагрев заготовок прутков в состоянии поставки осуществляют до температуры 750-780°С. При этом обеспечивают щадящий нагрев заготовок до этой температуры в течение 60-90 минут, а при достижении температуры 750-780°С делают выдержку 115-125 минут. В течение этого времени в сталях изменяется тип кристаллической решетки (α→γ) и механические свойства изменяются скачком.
Рассмотрим процессы, происходящие при нагреве этих заэвтектоидных сталей. При нагреве их выше 723° С перлит превращается в аустенит. Этот процесс протекает в 2 этапа.
1) Кристаллическая решетка феррита (ОЦК) перестраивается в решетку аустенита (ГЦК). Этот процесс протекает достаточно быстро, так как предложенная температура несколько выше начальной температуры его перехода (723°С);
3
2) Цементит, хотя и растворяется в аустените, но очень медленно, поскольку предложенная температура является низкой для этого процесса. Этап этот требует определенного времени на диффузию атомов углерода из FeC в аустенит.
Процесс превращения перлита в аустенит протекает путем зарождения в перлите многочисленных зерен аустенита. Заканчивается он, когда зерна аустенита полностью заполняют объем исходного перлитного зерна. Размер образовавшихся аустенитных зерен (начальное зерно аустенита) будет намного меньше исходного перлитного зерна. Сохранение полученного начального размера аустенитного зерна достигают нагревом сталей до температуры, не превышающей 780°С. Ограничение по верхнему пределу температуры позволяет предотвратить рост зерна аустенита. Справедливость этого основана на следующих фактах. Границы действительного зерна в аустените, полученного при нагреве, сохраняются в закаленной и отпущенной стали, так как, во-первых, при мартенситном превращении продукты перекристаллизации (при охлаждении с температуры закалки) оказываются объединенными в границах каждого бывшего аустенитного зерна некоторым единообразием строения и, во-вторых, имеются карбиды и некоторые примеси (карбиды, сера, кремний, фосфор и марганец). Примеси, растворенные при нагреве, выделяются частично при охлаждении с температуры закалки (и частично при отпуске) по границам аустенитного зерна. Поэтому чем мельче зерно, тем больше протяженность границ зерен и тем меньше концентрация примесей на границах зерен. Следовательно, будет выше вязкость сталей и их прочность.
Обеспечение комплекса указанных характеристик является очень важным фактором в плане предотвращения зарождения трещин в сталях на стадиях их закалки и особенно зарождения и распространения их при работе изделия. Ведь в вершине трещины создается наибольшая концентрация напряжений, при этом она тем значительнее, чем больше трещина и крупнее зерно. Большую помощь в сохранении мелкого размера аустенитного зерна оказывают карбиды, поскольку из-за низкой температуры закалки большая часть карбидов остается нерастворенной и поэтому они не участвуют в этом процессе.
В процессе медленного охлаждения сталей с печью до 600°С происходит распад аустенита на перлит (П) - эвтектоидную смесь феррита (Ф) и цементита (Ц), содержание углерода в которой постоянно и равно 0,8%. Этот процесс распада носит диффузионный характер и сопровождается перемещением атомов углерода на сравнительно большие расстояния. Для того требуется определенное время и дисперсность продуктов распада будет зависеть от степени переохлаждения или скорости охлаждения. Отсюда время охлаждения с температуры закалки медленное. Это превращение включает в себя три этапа:
3) Перегруппировка атомов из решетки аустенита (ГЦК) в решетку феррита (ОЦК);
4) Выделение мельчайших частичек цементита;
5) Рост частиц цементита пластинчатой формы в феррите.
Медленное охлаждение с печью позволяет релаксировать возникающие напряжения в сталях и стабилизировать структуру остаточного аустенита. Далее увеличение скорости охлаждения (охлаждение на воздухе), начиная с 600°С, приводит к уменьшению скорости диффузии атомов углерода и поэтому имеющиеся частички цементита в сталях не успевают вырасти, они остаются в виде мелких частиц. При этом в аустените почти мгновенно возникают иглы мартенсита: А→М. Образование мартенсита является бездиффузионным процессом. Поэтому при его образовании происходит только перестройка γ-решетки в α-решетку, причем перераспределение углерода произойти не может: весь углерод, бывший в аустените, остается в мартенсите, хотя максимальная равновесная растворимость углерода в α-железе при комнатной температуре менее 0,01%. Поэтому мартенсит закалки имеет не кубическую, как α-железо, а искаженную тетрагональную решетку. Превращение аустенита в мартенсит при охлаждении до комнатной температуры не протекает до конца. В сталях имеется некоторое количество остаточного аустенита. Но структура его стабильная и устойчивая. Достижение этих свойств стало возможным благодаря медленному охлаждению сталей с температуры закалки до температуры 600°С.
2
Для снятия напряжений, возникающих в закаленных сталях, и перевода остаточного аустенита в мартенсит проводят отпуск при температуре не выше 200°С. Мартенсит закалки при нагреве распадается на феррито-цементитную смесь. Увеличению скорости его распада с ростом температуры способствует возрастающая скорость диффузии углерода и выделение его в виде карбида, близкого по составу к FeC, тесно связанного с решеткой мартенсита. При этом уменьшается степень искаженности решетки мартенсита (тетрагональность решетки). Одновременно при отпуске с распадом мартенсита происходит уменьшение его объема, что приводит к уменьшению давления, оказываемого мартенситом на остаточный аустенит. В результате облегчается и усиливается процесс распада аустенита. Происходящие процессы превращений в мартенсите и остаточном аустените способствуют образованию зернистой структуры, состоящей из феррито-цементитной смеси различной степени дисперсности. Таким образом, мартенсит закалки (МЗ) превращается в мартенсит отпуска (МО). Указанные процессы содействуют повышению пластичности сталей при одновременном сохранении высокой их прочности и твердости.
2
В итоге после предложенной термообработки образцы из высокоуглеродистых инструментальных сталей, прошедшие закалку и отпуск по режимам, указанным выше, имели твердость на уровне HRC 62 - 63, прочность и относительное удлинение в пределах 98 кгс/мм и δ=7-9%, соответственно.
Предварительную токарную обработку заготовок проводят со съемом металла на глубину 0,3-0,5 мм, при этом появляется разнородность структуры металла в тонком поверхностном слое, что недопустимо. Для устранения этого проводят окончательную токарную обработку со съемом металла на глубину 0,03-0,05 мм. После предварительной токарной обработки заготовок проводят отпуск при температуре 190-200°С в течение 20-30 минут.
Изобретение подтверждается следующими примерами.
Пример 1.
Прутки из стали У10 длиной 50 мм и диаметром 15 мм нагревали до температуры 750°С в течение 60 мин и выдерживали при этой температуре в течение 120 мин. Охлаждали прутки в печи до температуры 600°С, а затем на воздухе до комнатной температуры. Затем прутки направляли на предварительную токарную обработку. После нее полученные детали подвергали отпуску при температуре 200°С в течение 20 мин. Далее детали направляли на чистовую токарную обработку.
Пример 2.
Прутки из стали У9 длиной 50 мм и толщиной 15 мм нагревали до температуры 780°С в течение 90 мин и выдерживали при этой температуре в течение 120 мин. Прутки охлаждали в печи до температуры 600°С, а затем на воздухе до комнатной температуры. Затем прутки направляли на предварительную токарную обработку. После нее полученные детали подвергали отпуску при температуре 200°С в течение 30 мин. Далее детали направляли на чистовую токарную обработку.
2
Полученные по примерам 1, 2 детали подвергались испытаниям на образцах, вырезанных из деталей при комнатной температуре и одновременном воздействии давления выше 1 атм и сил трения. После испытаний проводили металлографическое исследование образцов, в результате которого трещин и микротрещин на поверхности образцов не выявлено. Твердость образцов составила HRC 62-63, прочность и относительное удлинение в пределах 98 кгс/мм и δ=7-9%, соответственно. Поскольку пластичность сталей с ростом температуры возрастает, то в случае эксплуатации полученных деталей при кратковременном воздействии температуры выше 1000°С их работоспособность будет высокой.