СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ ПОНИЖЕННОЙ (ПП) и РЕГЛАМЕНТИРОВАННОЙ (РП) ПРОКАЛИВАЕМОСТИ 4-го ПОКОЛЕНИЯ
METHOD OF HEAT TREATMENT OF STEELS WITH LOW (LH) AND REGULATED (RH) HARDENING ABILITY OF 4TH GENERATION

Настоящее изобретение относится к области термической обработки различных тяжело-нагруженных деталей, изготовленных из стали пониженной (ПП) и регламентированной (РП) прокаливаемости перлитного класса 4-го поколения.
Способ термической обработки сталей ПП и РП включает в себя условия нагрева, охлаждения заготовок под горячую обработку давлением, охлаждение отливок, предварительную и окончательную термическую обработку.
Способ термической обработки включает в себя условия нагрева и охлаждения в процессе горячей обработки давлением - прокатки, ковки, штамповки и охлаждения отливок после их затвердевания. Эти операции являются предшествующими предварительной и окончательной упрочняющей термической обработке - объемно-поверхностной (ОПЗ) или сквозной закалки (СЗ) и оказывают определяющее влияние на ее качество.
К недостаткам существующего процесса нагрева заготовок под горячую обработку давлением следует отнести тот факт, что интервал температур нагрева выбирается из соображений экономичности и технологичности пластической деформации без учета химического состава стали по элементам-модификаторам, а весьма медленное охлаждение заготовок после горячей обработки давлением зачастую проводится в общей таре, а отливки охлаждаются в формах до температур значительно более низких, чем рекомендуемые в предлагаемом изобретении.
-10
Одним из главных факторов получения высокого качества ОПЗ или СЗ является измельчение действительного аустенитного зерна в стали ПП или РП до устойчивого размера не грубее №10, 11 при нагреве под закалку. Оно напрямую связано с дисперсностью частиц вторых фаз - избыточных продуктов раскисления и модифицирования - элементами: алюминием - нитриды алюминия - AlN, титаном - карбиды титана TiC, ванадием - карбиды ванадия - VC, а также карбиды, нитриды и окислы других компонентов размером каждого не более 200 Å (200⋅10 м или 20 нм).
При этом непосредственно перед ОПЗ или СЗ последний высокотемпературный нагрев, как правило, совмещенный с прокаткой ковкой, штамповкой стали в интервале температур 950-1300°С, должен обеспечить полное растворение в аустените этих частиц; в случае остывания заготовок при деформировании до температур ниже 850°С повторный нагрев для последующего деформирования осуществляется на заданный температурный интервал.
Охлаждение поверхности заготовок в процессе и после горячей обработки давлением или после завершения процесса кристаллизации литья в интервале температур 1200-850°С должно быть ускоренным и осуществляться со скоростью не менее 5°С/сек, далее остывание на воздухе. Допускается проведение ускоренного охлаждения до 550°С.
В этом интервале указанные частицы выпадают из твердого раствора аустенита и при ускоренном принудительном охлаждении (от внешне-охлаждаемого инструмента, например, валков, штампов и т.п., обдувке воздухом, водяным душем, водо-воздушной смесью, погружением в жидкий хладоагент или индивидуальном охлаждении заготовок на воздухе, а не в общей таре) не успевают коагулировать, то есть укрупниться; в случае литья заготовки из стали ППЛ или РПЛ необходимо освобождать от формы при температуре не ниже 1200°С и подвергать описанному выше охлаждению для горячедеформированных заготовок; кроме того, указанное ускоренное охлаждение заэвтектоидных сталей ПП и РП устраняет карбидную (цементитную) сетку.
Температурные интервалы нагрева под современную горячую обработку давлением авторами настоящего изобретения были условно разбиты на ряд интервалов:
I - 1180-1300°С - растворимы в аустените практически все приведенные выше элементы-модификаторы;
II - 950-1150°С - растворены в аустените только ванадий, алюминий, кальций; применение сталей ПП (РП) с другими приведенными элементами-модификаторами нецелесообразно из-за интенсивного процесса коагуляции последних при этих температурах нагрева;
III - Ас1(Ас3)-930°С - не растворены в аустените все приведенные выше модификаторы и их применение в химическом составе стали возможно при условии проведения более высокотемпературной предшествующей обработки - прокатки, прессования по типу I, II, непрерывной разливки стали (НРС) и т.п., и тогда вариант III может быть использован для сталей ПП или РП, а если процесс заканчивается при температуре не ниже точки Ar1 (Ar3), то он может быть совмещен с окончательной упрочняющей термической обработкой ОПЗ или СЗ.
Пример №1. В электродуговой печи емкостью 2,5 т выплавлена сталь 40РПЛ со следующими конечными параметрами: С 0,38-0,43 мас.%, [Mn, Si, Cr,Ni,Mo, W]<0,5 мас.% каждого, [Cu]<0,25 мас.%, Ti 0,07-0,12 мас.%, Al 0,03-0,07 мас.%, [S, Р]<0,035 мас.% каждого, Dид.кр. 23-26 мм при зерне аустенита №10 ГОСТ 5639 (ASTM). Разливка стали из ковша осуществлялась в четыре земляные формы для последующего изготовления 4-ходовых колес тележки мостового крана грузоподъемностью 5 т и несколько образцов-свидетелей прямоугольной формы, отлитые в земляные формы, из которых были изготовлены образцы-темплеты, подобные ободу, дорожки качения и ребордам ходовых колес с частичным выходом на диск. Извлечение заготовок из форм осуществлялось при 1200-1180°С, после чего они были ускоренно охлаждены под струей воздуха, нагнетаемого из вентилятора до 800-850°С, далее на спокойном воздухе. В результате, микроструктура на образцах-свидетелях - феррит+перлит, величина зерна - №4-5 по стандартной шкале, твердость 180-220 НВ.
Колеса и образцы-свидетели были подвергнуты механической обработке и объемно-поверхностной закалке (ОПЗ) при сквозном печном нагреве до 840-850°С с последующим интенсивным охлаждением водяным душем дорожки качения и внутренних поверхностей реборд. Ходовые колеса и образцы-свидетели были отпущены в одной печи при 180°С. В результате металлографических исследований, проведенных на образцах-свидетелях на дорожке качения и ребордах, имел место непрерывный закаленный слой глубиной 4,5-5 мм, заканчивающийся на цилиндрической поверхности реборд без выхода на наружную торцевую поверхность. Твердость поверхности закаленного на мелкоигольчатый мартенсит слоя 54-57HRC. Зерно аустенита соответствовало №11. Под закаленным слоем расположена упрочненная зона толщиной 15-20 мм с микроструктурой от поверхности вглубь - троостит (5-7 мм, 45-38HRC), троосто-сорбит (2-3 мм, 38-35HRC), сорбит (30-35HRC). В более глубоких слоях-феррит+перлит, НВ 170-200, Dид.кр.=24 мм, что оказалась в пределах заданного интервала 23-26 мм.
Данный пример убедительно показал, что даже на литых деталях, применяя ускоренное охлаждение заготовок в соответствие с изложенными выше рекомендациями, можно получить особо мелкое зерно аустенита №№11-12 и повысить надежность и долговечность этой детали ответственного назначения.
Способ термической обработки включает в себя предварительную термическую обработку сталей ПП и РП.
Известные методы предварительной термической обработки, предшествующие механической обработке - это отжиг, нормализация, нормализация с высоким отпуском, улучшение заключающиеся в нагреве до оптимальных температур аустенитизации с последующим охлаждением, соответствующим каждому вышеназванному виду обработки.
Недостатком серийной технологии является обособленность процесса предварительной термической обработки, отсутствие ее взаимосвязи с общим технологическим процессом изготовления деталей из сталей ПП и РП.
Данное изобретение ставит своей целью упрощение технологического процесса предварительной термической обработки без снижения качества за счет использования тепла от предыдущих операций горячей обработки давлением, что в ряде случаев позволяет полностью исключить непосредственную предварительную термическую обработку.
Важнейшим техническим результатом настоящего изобретения явилось использование предварительной, а в ряде случаев и окончательной термической обработки для полного исключения флокенообразования, которое имело место на деталях из сталей ПП и РП при окончательной термической обработке ОПЗ. Методы противофлокенной обработки известны:
- полное исключение попадания водорода в сталь при выплавке;
- удаление водорода из стали путем многочасовой выдержки охлажденных заготовок немного ниже точки Ar1 после горячей обработки давлением или литья;
- гомогенезирующий отжиг при температуре 950°С крупных поковок и отливок.
Отличительная особенность предлагаемого метода предварительной термической обработки состоит в том, что заготовки с содержанием углерода мас.% более 0,35-0,40, охлажденные ускоренно после последней горячей обработки давлением или литья до 850-550°С и далее на воздухе, подвергаются противофлокенной обработке, заключающейся в повторном сквозном нагреве до оптимальных температур аустенитизации, обеспечивающих зерно аустенита не грубее №7; при этом в зависимости от характера последующего охлаждения термическая обработка может быть одним из видов: нормализация или нормализация с последующим высоким отпуском, отжиг, улучшение; допускается проведение повторного нагрева сразу же после охлаждения заготовки до температуры ниже точки Ar1.
Заготовки с содержанием углерода мас.% более 0,35-0,40 не подвергаются специальной противофлокенной термической обработке, если нагрев при окончательной термической обработке - объемно-поверхностной закалке (ОПЗ) будет сквозным с обеспечением размера зерна аустенита не грубее №8 или не грубее №10 при сквозной закалке (СЗ), а предварительная термическая обработка, проведенная с целью повышения обрабатываемости резанием, представляет собой высокотемпературный отпуск ниже точки Ac1, или нормализация - охлаждение на воздухе с использованием ковочного или литейного тепла, обеспечивающая твердость заготовок, например, НВ 170-220, вполне приемлемую для механической обработки; при сквозном нагреве под объемно-поверхностную закалку (ОПЗ) или сквозную закалку (СЗ) предварительная термическая обработка также не требуется, если согласно технологического процесса механическая обработка заготовок отсутствует.
Заготовки из сталей ПП (ППЛ) и РП (РПЛ) с содержанием углерода мас.% менее 0,30-0,35 не подвергаются специальной противофлокенной термической обработке после последней горячей обработки давлением или литья, независимо от размера зерна аустенита, а предварительная термическая обработка заготовок всех указанных выше видов может быть осуществлена с использованием ковочного или литейного тепла с применением всех известных способов охлаждения.
Это объясняется тем, что малоуглеродистые стали перлитного класса не склонны к флокенообразованию, вследствие их повышенной пластичности из-за большого количества структурно-свободного феррита и малого количества пластинчатого перлита, крупные цементитные пластины которого - источник повышенной хрупкости для сталей с содержанием углерода свыше 0,35-0,40 мас.% при величине зерне аустенита грубее №7-6 по стандартной шкале.
В отличие от закалочных трещин, образующихся от высоких напряжений при закалке непосредственно в зоне со структурой мартенсита, флокены образуются от напряжений, вызванных выделением водорода при температуре ниже 200-250°С в зоне со структурой перлита; в противном случае их было бы невозможно отличить от закалочных трещин.
Флокенообразованию способствуют дополнительно остаточные напряжения, в основном растягивающие, вызванные закалкой.
Сквозной нагрев до оптимальных температур аустенитизации с последующим охлаждением на воздухе делает сталь мелкозернистой, более прочной и пластичной, способной противостоять выделению водорода с образованием флокенов по сравнению с ее состоянием после горячей деформации или литья.
Пример №2. Вал-шестерня с модулем зубьев m=6 мм была изготовлена из стали 60пп методом горячей штамповки в интервале температур 1200-1250°С с последующей механической обработкой без предварительной термической обработки, так как после охлаждения штампованные заготовки имели феррито-перлитную структуру, зерно аустенита соответствовало №4, твердость НВ 190-210, вполне приемлемую для механической обработки. Химический состав стали, мас.%: С 0,61, Mn 0,08, Si 0,12, Cr 0,06, Ni 0,12, Cu 0,15, Ti 0,11, Al 0,05, S 0.023, Р 0,015. Идеальный критический диаметр закалки Dид.кр.=11 мм для заданной величины зерна №11 после ОПЗ.
Объемно-поверхностная закалка (ОПЗ) осуществлялась при сквозном индукционном нагреве зубчатого венца и цилиндрической поверхности детали до температуры 830-880°С (сердцевинные слои детали не были нагреты свыше критических точек Ac1 и Ас3) с последующим охлаждением всей детали в закалочном устройстве интенсивным потоком воды до полного остывания поверхности детали с последующим отпуском при нагреве в печи при 200°С, обеспечивающим твердость поверхности 59-61HRC.
2
При извлечении детали из закалочного устройства в ряде случаев был слышен характерный для трещинообразования звук. Однако, результаты дефектоскопии всей партии деталей дали отрицательный результат в отношении поверхностных трещин. И только при исследовании макроструктуры вал-шестерен были обнаружены плоские трещины под зубчатым венцом в утолщенной центральной части сечения, не прогретого в индукторе свыше точек Ac1-Ас3 со структурой грубого перлита с зерном аустенита №4, НВ190-210 (сквозной прогрев данного сечения был не обязателен и представлял собой дополнительные непредвиденные трудности). Трещина остановилась в своем развитии на границе зоны подповерхностного упрочнения при ОПЗ со структурой сорбита закалки с твердостью HRC30-35, σв≈1000-1200 Н/мм, ψ≈30-40%. Несмотря на соответствие всем заданным параметрам в отношении глубины закаленного слоя зубьев, впадин, на цилиндрической поверхности, партия деталей была признана бракованной и отстранена от дальнейших испытаний. По мнению авторов это было флокенообразование.
Пример №3. Опытная партия вал-шестерен с коническими спиральными зубьями средним модулем m=4,5 мм и диаметром шейки вала диаметром 50 мм была изготовлена из стали 60пп следующего химического состава, мас.%: С 0,62, Mn 0,05, Si 0,09, Cr 0,03, Ni 0,015, Cu 0,032, Al 0,040, Ti 0,09, Р 0,006, S 0,002, Fe - остальное. Идеальный критический диаметр закалки Dид.кр.=7 мм при величине зерна аустенита, соответствующей №11. В целях экономии было решено опытную партию шестерен изготовить непосредственно из прокатной заготовки диаметром ∅100 мм без горячей штамповки, несмотря на то что волокнистая макроструктура проката расположена концентрично относительно зубьев, пересекая их, что весьма неблагоприятно, по сравнению со штампованными заготовками, у которых волокна имеют радиальное и осевое направление.
Используя опыт предыдущего исследования, прокатные заготовки до механической обработки были разделены на 2 части:
- первая партия была подвергнута нормализации - нагрев в печи 850-860°С, охлаждение на воздухе (НВ180-210, микроструктура перлит+феррит, зерно аустенита - №8 по стандартной шкале);
- вторая партия была изготовлена без предварительной термической обработки (НВ190-220, микроструктура - перлит+феррит, зерно аустенита - №5 по стандартной шкале).
Вначале была термически обработана первая партия: ОПЗ при индукционном нагреве, по отработанному оптимальному режиму:нагрев всей поверхности зубчатого венца и шеек вал-шестерни до 850-900°С на глубину 10-15 мм, охлаждение интенсивным потоком воды в специальном закалочном устройстве, отпуск 200°С. Результаты металлографических исследований получились следующими: микроструктура поверхностно-закаленного слоя - мартенсит отпуска мелкоигольчатый с твердостью 59-61HRC, глубина закаленного слоя во впадинах между зубьями 1,5 мм, на вершине зуба 3 мм, на боковых поверхностях зубьев - 2-2,5 мм, на цилиндрической поверхности шейки - 2,5 мм, в упрочненной сердцевине - троостосорбит закалки, HRC35-40, зерно аустенита в зоне, охваченной ОПЗ, соответствует №11 по стандартной шкале, в более глубоких слоях - соответствует нормализации (см. выше). Детали этой партии были подвергнуты моторным испытаниям в паре с ведомой шестерней, выполненной из серийной легированной хромоникелевой стали типа 20Х2Н4А, термически обработанной цементацией, дополнительной закалкой с последующим низкотемпературным отпуском. Опытные вал-шестерни из стали 60пп успешно прошли испытания без разрушений, несмотря на то что они были изготовлены механически из проката, а одна из серийных ведомых шестерен поломалась, хотя число оборотов ее было в 4 раза меньше, чем на ведущей.
При ОПЗ нескольких заготовок второй партии по отработанному выше режиму произошли сколы на шейках вал-шестерни в плоскости перпендикулярной оси. Работа были приостановлена.
Половина остальных заготовок второй партии была подвергнута нормализации в печи при 850°С, охлаждению на воздухе и далее - ОПЗ и отпуску по режиму первой партии. Трещины и сколы отсутствовали, металлографические параметры были аналогичны первой партии, за исключением тонкого обезуглероженного слоя глубиной не более 0,1 мм по причине печного нагрева при нормализации механически обработанных деталей.
Другая половина заготовок второй партии была подвергнута сквозному нагреву в печи при 810°С с последующей закалкой в том же приспособлении, то есть - ОПЗ с использованием печного нагрева и отпуск 200°С. Трещины и сколы отсутствовали. Зерно аустенита соответствовало №10, микроструктура была идентична первой партии, глубина закаленного слоя во впадинах между зубьями 2,0 мм, на вершине зуба 5 мм, на боковых поверхностях зубьев 3,5 мм, на цилиндрической поверхности шейки - 2,5 мм, в упрочненной сердцевине до самого центра - троостосорбит и сорбит закалки, HRC30-40. Степень обезуглерожевания поверхностных слоев аналогична предыдущей половины заготовок второй партии.
Приведенные примеры №2, 3 показали, что имеющие место сколы и трещины представляют собой флокены, возникающие в грубой крупнозернистой исходной структуре, обладающей низкими показателями прочности и пластичности, неспособными противостоять напряжениям от выделения газообразного водорода из твердого раствора в сочетании с высокими остаточными напряжениями при ОПЗ.
Способ термической обработки включает в себя окончательную упрочняющую термическую обработку сталей ПП и РП
Настоящее изобретение относится к области упрочняющей термической обработки различных тяжело-нагруженных деталей, изготовленных из стали пониженной (ПП) и регламентированной (РП) прокаливаемости перлитного класса методом объемно-поверхностной (ОПЗ) и сквозной (СЗ) закалки.
Известен способ термической обработки, в котором было показано, что высокий комплекс механических свойств можно достигнуть на углеродистых и малолегированных сталях пониженной (ПП) и регламентированной (РП) 3-го поколения патенты РФ №2164536, US 9,187,793 В2, 2450060, 2450079, US 9,187,793 В2 в результате объемно-поверхностной закалки (ОПЗ) деталей машин.
Важнейшей отличительной особенностью известного способа является тот факт, что при разработке химического состава стали, подвергаемой объемно-поверхностной закалке (ОПЗ), можно заранее с достаточной степенью точности теоретически предопределить не только значение идеального критического диаметра, но и оптимум глубины закаленного слоя применительно к конкретной детали, имеющей форму цилиндра, сферы или пластины; при этом в общепризнанной локальной границе закаленного слоя с сердцевиной, а также в центральной локальной зоне цилиндра с диаметром, равным идеальному критическому диаметру стали (Dид.кр, 50%), в центре которого имеет место, так называемая, «полумартенситная» микроструктура, состоящая из 50% мартенсита + 50% троостита. Такое состояние стали условно считалось сквозной закалкой в пределах самого закаленного слоя или сечения детали с пограничной «полумартенситной» структурой.
Однако, наличие в основной структуре мартенсита трооститных включений от 0 до 50% приводит к снижению статической, усталостной и контактно-усталостной прочности закаленной стали, что вызвало необходимость пересмотреть эту структурную неоднородность в целях достижения оптимального структурного градиента сечения закаленного слоя детали.
Отличительной новизной предлагаемого способа является применение сталей ПП и РП, упрочняемых не только объемно-поверхностной (ОПЗ), но и сквозной закалкой (СЗ).
В отличие от прототипа расширены возможности метода ОПЗ путем аналитического предопределения в общей глубине стандартного закаленного слоя с граничной полумартенситной структурой (Δ50%) величины ранее неучтенных более тонких слоев, расположенных ближе к поверхности, со структурами 100% мартенсита (наиболее тонкий слой, Δ100%) и 95% мартенсита +5% троостита - средний слой (Δ95%). Это крайне необходимо для тяжелонаруженных деталей, работающих в условиях контактно-усталостного нагружения (шестерни, детали подшипников качения), где требуется закаленный слой определенной глубины без трооститных включений, а также и при сквозной закалке (СЗ) с 95% или 100%-ной мартенситной структурой деталей, работающих на растяжение.
2
Для решения поставленной задачи в настоящем изобретении дополнительно к главной стандартной величине идеального критического диаметра сталей ПП (РП) с полумартенситной микроструктурой в центре (Dид.кр.50%) вводятся понятия критического диаметра цилиндра со структурой в центре 95% мартенсита + 5% троостита (Dкр.95%) и критического диаметра цилиндра со структурой 100% мартенсита (Dкp.100%) при условии охлаждения их поверхностей при закалке аналогично Dид.кр.50%, то есть практически с коэффициентом теплоотдачи свыше 40000ккал/м⋅ч⋅°С, теоретически - со скоростью охлаждения, равной ∞ °С/сек.
На основании многочисленных исследований установлено, что для стали перлитного класса ПП (РП) конкретного химического состава
Dид.кр.50%=1,33 Dкp.95%=2 Dкp.100%
Для цилиндра решение уравнения Фурье в общем виде в относительных координатах Δ/D (ось ординат) и Dкp./D (ось абсцисс) при условии - Dкp.=const,∞>D>0 (Δ-глубина закаленного слоя, D-диаметр цилиндра) представляет собой параболу (см. рис. 1), которая на отрезках:
0<Dкp./D<0,5 (ось абсцисс), 0<Δ/D<0,1(ось ординат);
0,5<Dкp./D<0,9 (ось абсцисс), 0,1<Δ/D<0,25(ось ординат);
0,95<Dкp./D<1 (ось абсцисс), 0,3<Δ/D<0,5(ось ординат),
близка к линейным характеристикам, по которым с достаточной точностью можно определить глубину закаленного слоя Δ (Δ50%, Δ95% и Δ100%, мм) при конкретных значениях D и Dид.кр.50%,
Dид.кр.50% является основной общепризнанной характеристикой, которая аналитически рассчитывается по усовершенствованной формуле Гроссмана, приведенной в патентах-прототипах, и является связующим звеном между Dкp.95%, Dкp.100%, мм.
На графиках (фиг. 1, 2, 3) вместо символической Dкp. фигурирует общепризнанная Dид.кр.50%.
Для сферы диаметром Dсф., которая в теплофизическом отношении эквивалентна цилиндру диаметром D с плавно изменяющимся коэффициентом от 1 (при Dкp./Dcф.=0,5) до 0,8 (при Dкр/Dсф.=0,9) и далее до 0,75 (при Dкр./Dсф.=1), при этом решение уравнения Фурье в общем виде в относительных координатах Δ/Dсф. (ось ординат) и Dкр./Dсф (ось абсцисс) при условии - Dкp.=const, ∞>Dсф.>0 представляет собой параболу (см. рис. 2), которая на отрезках:
0<Dкр./Dсф.<0,5⋅1=0,5 (ось абсцисс), 0<Δ/Dсф.<0,1(ось ординат);
0,5<Dкр./Dсф.<0,9⋅0,8=0,72 (ось абсцисс), 0,1<Δ/Dсф.<0,25 (ось ординат); 0,72<Dкр./Dсф.<1⋅0,75=0,75(ось абсцисс), 0,25<Δ/Dсф.<0,5 (ось ординат),
близка к линейным характеристикам, по которым с достаточной точностью можно определить глубину закаленного слоя Δ (Δ50%, Δ95% и Δ100%, мм) при конкретных значениях Dcф. и Dид.кр. 50% стали.
Для пластины толщиной δ, которая в теплофизическом отношении эквивалентна цилиндру диаметром D с плавно изменяющимся коэффициентом от 1 (при Dкp./D=0,5) до 1,38 (при Dкp./D=0,9), далее
до 1,47 (при Dкp./D=0,95) и, наконец, до 1,5 (при Dкp./D=1), тогда
решение уравнения Фурье в общем виде в относительных координатах Δ/δ (ось ординат) и Dкp./δ (ось абсцисс) при условии - Dкp.=const, а ∞>δ>0 представляет собой параболу (см. рис. 3), которая на отрезках:
0<Dкp./δ<0,5⋅1=0,5 (ось абсцисс), 0<Δ/δ<0,1 (ось ординат);
0,5<Dкp./δ<0,9⋅1,38=1,25 (ось абсцисс), 0,1<Δ/δ<0,25 (ось ординат);
0,95⋅1,47=1,4<Dкp./δ<1⋅1,5=1,5(ось абсцисс), 0,25<Δ/δ<0,5 (ось ординат),
близка к линейным характеристикам, по которым с достаточной точностью можно определить глубину закаленного слоя Δ (Δ50%, Δ95% и Δ100%, мм) при конкретных значениях δ и Dид.кр. 50%.
Анализ графических кривых распределения приведенных выше толщин закаленных слоев при ОПЗ и сквозной закалке деталей из стали ПП (РП), имеющих форму тел цилиндра, сферы и пластины показал следующее:
- общей, главной характеристикой, связующей все перечисленные формы тел, является стандартная общепринятая величина - идеальный критический диаметр закалки стали ПП (РП) - Dид.кр.50%; другие величины - Dкp.95%, Dкp100% являются дополнительными, позволяющими произвести расчет заданных глубин закаленного слоя при ОПЗ непосредственно на деталях;
- приведенные на графиках результаты теплофизических расчетов (см. фиг. 1-3), уточенные экспериментальными исследованиями, характеризуют значения глубины закаленного слоя Δ (Δ50%, Δ95% и Δ100%), получаемой при ОПЗ на деталях из стали ПП (РП) в зависимости от конкретного диаметра (D) цилиндра, сферы (Dсф.) или толщины пластины (δ) и идеального критического диаметра закалки стали (Dид.кр. 50%);
- считавшаяся ранее, как сквозная закалка при
D=Dид.кр.50% - для цилиндра,
Dсф.=0,75Dид.кр.50% - для сферы,
δ=1,5 Dид.кр.50% - для пластины
полностью сквозной не является, так как
для цилиндра:
при Dид.кр.50%/D=1,0, Δ50%=0,5D, Δ95%=0,18D, Δ100%=0,1D;
при Dид.кр.50%/D=1,33, Δ50%=0,5D, Δ95%=0,5D, Δ100%=0,15D;
при Dид.кр.50%/D=2,0 и более, Δ50%=0,5D, Δ95%=0,5D, Δ100%=0,5D;
для сферы:
при Dид.кр.50%/Dсф.=0,75, Δ50%=0,5Dсф., Δ95%=0,14Dсф., Δ100%=0,1Dсф;
при Dид.кр.50%/Dсф.=1,33⋅0,75≈1, Δ50%=0,5Dсф, Δ95%=0,5Dсф., Δ100%=0,08 Dсф;
при Dид.кр.50%/Dсф.=2⋅0,75≈1,5, Δ50%=0,5Dсф, Δ95%=0,5Dсф., Δ100%=0,5 Dсф;
для пластины:
при Dид.кр.50%/δ=1,5, Δ50%=0,5δ, Δ95%=0,22δ, Δ100%=0,15δ;
при Dид.кр.50%/δ=1,33⋅0,75≈1, Δ50%=0,5δ, Δ95%=0,5δ, Δ100%=0,2δ;
при Dид.кр.50%/δ=2⋅0,75≈1,5, Δ50%=0,5δ, Δ95%=0,5δ, Δ100%=0,5δ.
2
Отличительной особенностью способа упрочняющей термической обработки деталей из сталей ПП и РП является тот факт, что охлаждающая среда при объемно-поверхностной закалке (ОПЗ) должна обеспечивать коэффициент теплоотдачи λ>40000 ккал/м⋅ч⋅°С; применение слабых охлаждающих сред с меньшим коэффициентом теплоотдачи (погружение в воду с усиливающими или ослабевающими охлаждение добавками, масло и т.п.) не рекомендуется, так как не гарантирует стабильного достижения расчетной глубины закаленного слоя со структурой мартенсита и будет способствовать получению поверхностных дефектов микроструктуры в виде трооститных и других включений продуктов распада аустенита.
2
При сквозной закалке (СЗ) предлагаемый способ не отрицает применения менее интенсивных методов охлаждения, но интенсивное турбулентное охлаждение (λ>40000ккал/м⋅ч⋅°С) позволяет обеспечить на деталях с конкретными геометрическими размерами (диаметр, толщина) минимальное легирование применяемой стали ПП или РП по сравнению с вышеуказанными слабыми широко-применяемыми охлаждающими средами; в этом случае величина идеального критического диаметра Dид.кр. применяемых сталей при одинаковой величине зерна аустенита является критерием для сравнения с их критическими диаметрами Dкр., полученными в условиях этих различных охлаждающих сред.
На основании практических и расчетных данных для стали определенного химического состава, закаленной в разных охлаждающих средах - турбулентным потоком воды, погружением в воду и погружением в масло
Dид.кр.=(2-3)Dкр. вода=(4-6)Dкр. масло, при этом
Dкp.вода≈2Dкр. масло
В связи с изложенным, переход от масла к более интенсивным закалочным средам создает предпосылки для расчетного снижения величины идеального критического диаметра и его разброса путем уменьшения легирования не только для сталей, закаленных на мартенсит, но и продукты распада аустенита, например, троостит или сорбит закалки,
Пример №4. Деталь цилиндрической формы D=∅30 мм испытывает в процессе эксплуатации контактно-усталостную точечно-линейную нагрузку. Согласно расчетным данным глубина закаленного слоя на микроструктуру 100%-го мартенсита (Δ100%) должна быть на глубине не менее 2,0 мм. Содержание углерода в стали - 0,78-0,82%. Требуется рассчитать идеальный критический диаметр (Dид.кр.50%), стали ПП (РП), глубину закаленного слоя до полумартенситной (Δ50%), и до 95%-й (Δ95%), мартенситной микроструктуры после ОПЗ.
Решение. Исходя из заданных условий, определяется относительная глубина закаленного слоя на 100%-ную мартенситную структуру Δ100%/D=2,0/30=0,07, точка, которая является ординатой графика (рис. 1, кривая III); абсцисса этой точки, соответствует относительной координате Dид.кр.50%/D=0,7, являющейся общей для:
кривой I - ордината Δ50%/D=0,17, тогда Δ50%=0,17⋅30=5,1 мм,
кривой II - ордината Δ95%/D=0,11, тогда Δ95%=0,11⋅30=3,3 мм
кривой III - ордината Δ100%/D=0,07, тогда Δ100%=0,07⋅30=2,1 мм.
Dид.кр.50%=0,7⋅30=21 мм, что соответствует стали марки 80рп.
Пример №5. Деталь плоской формы - рессорный лист толщиной δ=30 мм изготовлен из стали 60рп с идеальным критическим диаметром Dид.кр.50%=21 мм. Определить общую глубину закаленного слоя до полумартенситной структуры (Δ50%), до 95%-ной структуры мартенсита (Δ95%), до 100%-ной структуры мартенсита (Δ100%) после ОПЗ.
Решение. Исходя из заданных условий, определяется относительная координата на оси абсцисс графика (рис. 3, общая для кривых I, II, III) Dид.кр.50%/δ=21/30=0,7, тогда
Δ50%/δ=0,14, тогда Δ50%=0,14⋅30=4,2 мм (кривая I);
Δ95%/δ=0,11, тогда Δ95%=0,11⋅30=3,3мм (кривая II);
Δ100%/δ=0,07, тогда Δ100%=0,07⋅30=2,1 мм (кривая III).
Пример №3. Деталь сферической формы диаметром D=∅100 мм изготовлена из стали 100рп и подвергнута объемно-поверхностной закалке(ОПЗ). Согласно расчетным данным глубина закаленного слоя на микроструктуру 100%-го мартенсита (Δ100%) должна быть на глубине не менее 10 мм. Определить общую глубину закаленного слоя до полумартенситной структуры (Δ50%), до 95%-й структуры мартенсита (Δ95%).
Решение. Исходя из заданных условий, определяется относительная глубина закаленного слоя на 100%-ную мартенситную структуру. Δ100%/D=10/100=0,1, точка, которая является ординатой графика (фиг. 2, кривая III); абсцисса этой точки, соответствует относительной координате Dид.кр.50%/D=1,0, являющейся общей для:
кривой I - ордината Δ50%/D>0,5,Δ50%отсутствует, что видно из графика (фиг. 2);
кривой II - ордината Δ95%/D=0,2-0,5, тогда Δ95%=100⋅(0,1-0,5)=10-50 мм;
кривой III - ордината Δ100%/D=0,2, тогда Δ100%=100⋅0,1=10 мм (исходная глубина).
Таким образом, в результате закалки сферы закаленный слой со 100%-ной микроструктурой мартенсита равен 10 мм расположен в зоне близ поверхности, далее по глубине до самого центра расположен слой с переменной микроструктурой, начиная от 100% мартенсита (граница слоя) до центра сферы (95% мартенсита + 5% троостита); полумартенситная микроструктура (50% мартенсита + 50% троостита) отсутствует;
Dид.кр.50%=1,0⋅100=100 мм, что соответствует стали марки 100рп.
Пример №6. Колесо железнодорожного подвижного состава изготавливается из стали марки «Т»ГОСТ 10791-2011 следующего химического состава мас.%: (0,62-0,70)С, (0,5-1,0)Mn, (0,22-0.65)Si, <0,15V, <0,40Cr, <0,25Ni, <0,25Cu, (0,005-0,025)S, <0,030P.
Данная деталь массового производства после сквозного печного нагрева упрочняется закалкой местным охлаждением дорожки качения обода потоком воды при вращении колеса на структуру троосто-сорбита с последующим среднетемпературным печным отпуском при 500°С.
Применяя усовершенствованную формулу Гроссмана, приведенную выше, и, подставляя в нее максимально- и минимально-допустимые данные химического состава стали при размере зерна аустенита, соответствующему №10 по стандартной шкале, получим
что свидетельствует об аномально большом разбросе результатов, который должен быть экспериментально уточнен и снижен в сторону более экономного легирования и задан в сертификате стали 65рп («Т»), например, сталь 65рп, мас.%: (0,62-0,70)C, <1.0Mn, <0,65Si, <0,4Cr, <0,15V, <0,25Ni, <0,25Cu, <0,025S, <0,03P, идеальный критический диаметр при величине зерна аустенита не грубее №10 по стандартной шкале:
- вариант 1 - Dид. кр.=25±2,5 мм:
- вариант 2 - Dид. кр.=55±5 мм;
- вариант 3 - Dид. кр.=75±5 мм.