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

МІНІСТЕРСТВО ОСВІТИ І НАУКИ УКРАЇНИ
ВИЩІЙ НАВЧАЛЬНИЙ ЗАКЛАД
ДОНЕЦЬКИЙ НАЦІОНАЛЬНИЙ ТЕХНІЧНИЙ УНІВЕРСИТЕТ
Кафедра «Фізичне матеріалознавство»
КУРСОВА РОБОТА
з дисципліни «Термічна обробка металів»
На тему
«Фазові і структурні перетворення під час термічної обробки сталей 5ХНМ та ШХ15»
Виконала: Обушвець Т.С.
Перевірив: доц. каф. ФМ
Конарєв В.Г.
Донецьк 2009
Реферат
Об’єкт дослідження – термічна обробка сталей 5ХНМ і ШХ15.
Мета роботи – вивчення фазових і структурних перетворень під час термічної обробки сталей і виявлення їхнього впливу на властивості.
Методи дослідження – огляд наукової літератури, учбових посібників, журналів, довідників з термічної обробки, а також каталогів і картотек.
Розглянуто загальну характеристику досліджу вальних сталей 5ХНМ і ШХ15, їхній переділ з рідкого металу до готового виробу. Наведені режими термічної обробки обох сталей. Ці режими назначено за діаграмами, які дозволяють прослідкувати структуроутворення і час протікання процесів, що за це відповідають.
Описано фазові та структурні перетворення при нагріві і охолодженні із зазначенням структур сталей і властивостей, які при цьому отримуються. Запропоновано вдосконалення технологічних процесів; виявлено вплив температур на фазові і структурні перетворення, вплив легуючих елементів на ці перетворення; визначено взаємозв’язок між структурою, що отримується і властивостями сталей.
Галузь застосування: результати роботи можуть бути використані при розробці режимів термічної обробки близьких за хімічним складом сталей.
ВІДПУСК, ГАРТУВАННЯ, ВІДПАЛ, ЗЕРНО, ХІМІЧНИЙ СКЛАД, СТАЛЬ, ПЕРЕТВОРЕННЯ, ТВЕРДІСТЬ, МІКРОСТРУКТУРА, ДІАГРАМА, ФАЗА
Вступ
Термічна обробка металів і сплавів є сукупністю технологічних операцій, пов'язаних з нагрівом, витримкою і охолодженням.
Технологічний процес термічної обробки – це сукупність послідовно і одночасно виконуємих технологічних операцій (допоміжних, основних, додаткових).
Мета термічної обробки – зміна в потрібному напрямі механічних, физико-хімічних і технологічних властивостей без зміни основних розмірів і форми деталей або заготовок.
Термічною обробкою можна в широкому діапазоні змінювати міцність, жароміцність, пластичність, в'язкість, технологічні властивості (ковкість, штампуемість, оброблюваність різанням, шлифуемость, зварюваність, прогартованість, теплостійкість), магнітні, електричні, корозійні, теплові і оптичні властивості.
Номенклатура деталей, що піддаються термічній обробці, вельми велика – від мініатюрних деталей в прецизійних приладах до крупних відливань і поковок. Термічна обробка робить істотний вплив на трудомісткість і собівартість суміжних операцій виробництва.
Основою технологічних процесів термічної та комплексної обробок є закономірності структурно-фазових перетворень під час нагріву і охолодження сплавів. Вони необхідні не тільки для пояснення процесів, які протікають, а також для розробки нових сплавів і технологій змічнюючих та роззмічнюючих обробок, більш економічні існуючих і конкурентоспроможних на світовому ринку [1].
В курсовій роботі розглянуто фазові-структурні перетворення в сплавах на прикладі конструктивної сталі ШХ15 і інструментальної сталі 5ХНМ, які протікають під час аустенітизації, дифузійному і мартенситному перетворенні під час охолодження пересиченого твердого розчину і встановлення шляхів подолання недоліків діючих технологічних процесів.
1. Термічна обробка сталі 5ХНМ. Фазові та структурні перетворнння при ній
1.1 Загальна характеристика сталі 5ХНМ
Сталь марки 5ХНМ є інструментальною, якісною, середньолегованою, напівтеплостійкою, підвищеної в’язкості і високої прогартованості. Її хімічний склад наведено в таблиці 1.1 (дані за ГОСТом 5950-73) [2].
Таблиця 1.1 – Хімічний склад сталі 5ХНМ, %
С
Si
Mn
Cr
Mo
Ni
P
S
Cu
0,5 — 0,6
0,1 — 0,4
0,5 — 0,8
0,5 — 0,8
0,15 — 0,30
1,4 — 1,8
0,030
0,030
0,3
Сталь 5ХНМ постачається в наступних видах: сортовий прокат, в тому ж числі фасонний, калібрований пруток, а також серебрянка, полоса, проволока, поковки і ковані заготовки.
Сталь має наступне призначення – це виготовлення молотових штампів, пароповітряних і пневматичних молотів з масою частин, що падають більше, ніж 3 тони, пресові штампи машинної швидкісної штамповки під час горячого деформування легких кольорових сплавів, блоки матриць для вставок горизонтально-кувальних машин [3].
Температури критичних точок для сталі 5ХНМ наведено в таблиці 1.2 (за ГОСТ 5950-73) [2].
Таблиця 1.2 – Температури критичних точок, ºС
/>
/>
/>
/>
/>
730
780
610
640
230
Для досліджувальної сталі 5ХНМ однією з головних вимог є підвищена в’зкість в повздожних і поперечних напрямках перерізу. 5ХНМ – це штампова сталь для деформування в гарячому стані.
Сталі для штампів гарячої деформації повинні володіти необхідним комплексом експлуатаційних і технологічних властивостей. Крім того, до них пред’являються відповідні вимоги економічного характеру. До експлуатаційних властивостей відносять: висока теплостійкість (до 600 — 700°С), що характеризує здатність сталі зберігати під час нагріву без значних змін структуру і властивості; опір пластичній деформації; висока в'язкість, що визначає високий опір сталі крихким руйнуванням після термічної обробки на твердість HRC45-50; зносостійкість при підвищених температурах; опір термічній і термомеханічній втомі (разгаростійкость); опір крихкому руйнуванню, за допомогою якого оцінюють міцність сталі при дінамічнім навантаженні або в умовах високої нерівномірності додатку навантаження, окалиностійкість [3].
До технологічних властивостей належать: мінімальна деформованість при термічній обробці, стійкість проти зневуглення.
Іноді до експлуатаційним властивостей сталі для штампів гарячої деформації умовно відносять також такі показники, як твердість, опір малій пластичній деформації, опір втомі, теплопровідність, коефіцієнт термічного разширення, окаліностійкість, стійкість проти адгезії, величину зерна сталі, температуру критичних точок і інші. --PAGE_BREAK--
До технологічних відносять властивості матеріалу, що забезпечують можливість обробки інструменту з властивостями, що задаються, при мінімальних витратах.
До економічних вимог, що пред’являються до сталей для штампів, відносять достатньо низьку вартість сталі і її недефіцитність [4].
1.2 Технологічний процес виготовлення штампу
Штамп є інструментом для обробки тиском, поверхня або контур однієї або обох частин якого відповідають обробленій деталі або заготівці. Конструкції штампів залежать від їх призначення (відрізні, прошивні, для об'много штампування, накатки, внсадочнне і ін.), засобу навантаження (молотові, пресові і ін.) і інших чинників. Штампи відрізняються великою різноманітністю і можуть бути вельми складними.
Штамповій інструмент для гарячої деформації працює в умовах одночасної циклічної дії високих температур і питомого тиску (до 300 — 900 МПа) при динамічному характері навантаження. Величина цих параметрів міняється в широких межах залежно від вживаного ковальсько-пресового устаткування, операції гарячої деформації і властивостей металу, що деформується. У найбільш важких умовах працює штамповий інструмент при пресуванні, висадці, точному штампуванні, а також при рідкому пресуванні мідних сплавів в прес-формах литва під тиском.
Штампи виготовляють цілісними і збірними. В останньому випадку з дорогих легованих сталей виготовляють лише відносно невеликі формоутворювальні деталі, що контактують з гарячим металом; кріпильні і установочні деталі (блок-штампи) роблять з більш дешевих сталей.
Основну масу штампів виготовляють в інструментальних цехах машинобудівних заводів в умовах штучного або дрібносерійного виробництва.
/>/>Штампи гарячої деформації працюють у вельми жорстких умовах, для яких характерні: високі діючі напруги, рівні яких наближаються до меж текучості штампових сталей; високі температури нагріву; циклічна дія напруги від знакозмінних зусиль при деформації; термічна напруга, визначувана умовами нагріву і охолоджування штампів; хімічна взаємодія, особливо що виявляється в процесі пресування і рідкого штампування [1].
Стійкість штампів залежить від багатьох чинників. Чинники, що визначають стійкість штампів, можна розділити на три групи.
До першої групи відносять деякі показники і характеристики технологічного процесу штампування: форму і масу поковки; ступінь деформації і умови перебігу металу, що деформується; його опір деформації; физико-хімічні і теплофізичні властивості; хімічний склад і температуру нагріву металу, що деформується; наявність і товщину окалини на заготівці; вид мастила; умови підігріву і охолодження штампів; необхідну точність розмірів поковки; часовий режим роботи штампу, кваліфікацію штампувача; пора року і тому подібне.
До другої групи входять параметри штампувального устаткування: швидкість деформації, робочий цикл і пов'язані з ним час контакту поковки і штампу під тиском, час знаходження поковки в штампі після закінчення штампування та інші, наявність виштовхувачів і особливості їх роботи.
До третьої групи відносять властивості штампової сталі: твердість, міцність, теплостійкість, опір зносу, розпалу та інші, а також мікрогеометрію і физико-хімічні властивості поверхневого шару гравюри, що впливають на умови тертя [4].
Основні причини, що призводять до втрати працездатності штампів – це знос, зминання, розпал, при якому маса і разміри поковки поступово виходять за допустимі межі. Швидкість протікання цих процесів визначається теплостійкістю застосовуємих сталей. Опір змину і зносу визначається не тільки вихохним рівнем властивостей сталі, але і швидкістю їх зміни в процесі експлуатації.
Одній з основних причин вихода з ладу штампів для гарячої деформації конструкційних сталей є також розвиток процесів термомеханічної втоми, що привоздять до появлення сітки тріщин «розпалу». Це погіршує поверхню заготовок, затрудняє їх витягання з штампу і полегшує знос і крихке руйнування штампу. В процесі роботи поверхневі шари штампу піддаються дії робочої напруги, що деформують заготівку, і знакозмінної теплової напруги унаслідок чергування нагрівів і охолоджувань.
Випадки передчасного виходу з ладу інструмента можуть бути пов’язани з помилками в конструкції, неправильною експлуатацією, термічню обробкою, дефектами матеріала тощо.
У зв'язку з ускладненням технології штампування і зростанням виробництва виробів з труднодеформируемих матеріалів все більш часто інструмент виходить з ладу із-за крихкого руйнування, обумовленого змінами структури, міцності і пластичності штампових сталей в процесі деформації [1].
Присутність молібдена підвищує теплостійкість, прогартованість, а також зменшує прихильність до зворотної відпускної крихкості, яку неможливо ліквідувати швидким охолодженням для великих штампів.
Виробництво штампів є складним технологічним процесом: як правило, потрібна підвищена точність виготовлення окремих деталей. Тому устаткування для виготовлення штампів повинне бути різноманітним і точним, а кваліфікація робочих – високою.
Виготовлення штампу починається з розробки технологічної документації: креслень штампу і його окремих деталей, маршрутно-технологічних карт на виготовлення деталей штампу, специфікації заготівок.
Технологічний процес для виготовлення штампу повинен забезпечити необхідну послідовність операцій, з тим щоб отримати необхідну точність штампу, чистоту його робочих і настановних поверхонь за умови оптимального завантаження наявного обладнання і робочої сили, мінімальній витраті матеріалів, інструменту і електроенергії [4].
Зазвичай механічну обробку штампів майже повністю проводять до термічної обробки. Після термічної обробки виконують лише доведення струмків штампу [5].
На рисунку 1.2 наведено технологічну схему металургійного переділу рідкого металу безпосередньо у даний виріб.
Рисунок 1.1 – Схема технологічного переділу сталі 5ХНМ
Виплавку сталі 5ХНМ здійснюють в електродуговій печі ДСП – 100. Ці печі порівняно з іншими плавильними агрегатами мають переваги: можливість швидкого нагрівання і підтримка необхідної температури в печах до 200ºС; можливість створення окислювальної, відновлювальної або нейтральної атмосфери, а також вакууму. Це дає змогу виплавляти в електропечах сталі та інші сплави з мінімальною кількістю шкідливих домішок, із оптимальним вмістом компонентів, які відзначаються високими якостями та спеціальними властивостями.
Дугова сталеплавильна піч являє собою стальний циліндр зі скошеним або сферичним днищем, футерований зсередини вогнетривкою цеглою. Зверху піч має склепіння з отворами для графітизованих електродів. У стінці корпуса є завантажувальне вікно. За допомогою механізму піч може нахилятися для завантаження або зливання сталі та шлаку. Маса плавки печі становить 100 тон.
Джерелом тепла в таких печах є електрична дуга, яка виникає між електродами діаметом 370 мм і шихтою. На електроди подається струм напругою 200-600 В і силою 1-10 кА [6].
Сталь 5ХНМ виплавляється методом окислення домішок.
Останньою операцією в сталеплавильному процесі є розливання сталі. Виплавлену в електропечі сталь виливають у розливний ковш і мостовим краном переносять до місця розливання в зливки. Ємкість ковша визначається ємкістю печі і становить 100 тон.
Сталь 5ХНМ розливають сифонним засобом (знизу).
Зливки після їхнього витягання із виливниць уповільнено охолоджують у колодязях, що не опалюються, до температури 150-250 ºС.
Зливки штампованої сталі 5ХНМ для гарячого деформування далі йдуть на вироблення з них індивідуальних поковок куванням на гідравлічних пресах.
Основну масу формоутворювальних деталей штампів для гарячої деформації виготовляють із заготовок, що заздалегідь проковують. Кування проводять для отримання необхідних розмірів заготівки і підвищення якості металу за рахунок виправлення ряду металургійних дефектів: ликваційної неоднорідності, карбідній смужчатості, анізотропії структури і властивостей і ін.
Кування дрібних і середніх заготівок часто виконують безпосередньо на машинобудівних заводах; крупні заготівки, як правило, поставляють машинобудівним заводам у вигляді термічно оброблених викованих кубиків, прямокутних або смугових заготівок.
Кування – це процес деформування нагрітої заготівки між верхнім і ніжнім бойками молота за допомогою універсального інструмента. Ковані заготівки для наступної обробки називають поковками.
Вихідні заготівки під кування відрізають на ножовочних, відрізних та абразивно-відрізних верстатах. Якість металу обрізаних чи відрубаних заготівок контролюється зовнішнім оглядом, а розміри – за допомогою універсальних вимірюваль6них засобів. Заготівки з тріщинами, розслоїнням та іншими порушеннями до кування не допускаються.
Температурний режим кування визначає отримання поковок з якісною макро- і мікроструктурою, з поверхнею без дефектів, з мінімальним угаром і зневугленням. Крім того, температурний режим кування повинен забезпечити мінімальні енергетичні витрати на кування і максимальну продуктивність устаткування. Раціональні температурні інтервали кування і штампування металевих матеріалів зазвичай вибирають по комплексу властивостей, який об'єднує характеристики пластичності і опір деформації металів. При цьому намагаються обрати область температур, в якій пластичність найбільш висока, а опір деформації найбільш низький. Верхню межу температурного інтервалу обирають з розрахунку запобігання зниженню пластичності під час нагріву в зоні перегріву і перепалу. Вона на 50 — 80ºС нижче за температуру, при якій починається знижуватися пластичність в результаті перегріву. Нижню межу температурного інтервалу кування призначають з урахуванням збереження достатньої пластичності і забезпечення дрібнозернистої будови сталі в результаті останніх операцій деформації і подальшої рекристалізації.
Нагрівання заготівок під кування здійснюють в електричних печах, які підігрівають попередньо до температури 700 ºС, витримують протягом однієї години. Потім нагрівають до температури 900-950 ºС із максимальною швидкістю до температури кування 1150-1180 ºС. Завершують процес кування при температурі 850-880 ºС. Після цього необхідне повільне охолодження, підстуження на повітрі до температури 700-650 ºС, потім повільне охолодження до температур 200-100 ºС.    продолжение
--PAGE_BREAK--
Охолодження поковок штампових сталей після завершального процесу кування є дуже важливою операцією, від якої залежить якість готової продукції. Під час охолодження можуть виникати напруження, що з’явилися в поковці в результаті неоднорідної пластичної деформації. При прискореному охолодженні трапляються випадки перевищення сумарними напруженнями межі міцності сталі, в результаті чого на поковках з’являються тріщини. Охолодження кубиків зі штампов/>ої сталі для гарячого деформування 5ХНМ, що передбачає спеціальну протифлокенну обробку, поєднують, як правило, з відпалом.
Найбільш розповсюдженою схемою кування зливків є каліброване кування зі зміною операцій витяжки й осадки, що забезпечує більш рівномірну структуру. Осадка зливків (збільшення поперечного перерізу вихідної заготівки за рахунок зменшення її висоти) як проміжна операція використовується для виготовлення поковок призначеної форми великого розміру. Ці поковки називають кубиками, які виготовляють зі штампованих сталей для гарячого деформування, коли однобічною протяжкою неможливо досягнути мінімально допустимого ступеня укування (рисунок 1.3). Ступінь осадки звичайно приймають 50%. Для виготовлення кубиків використовують восьмигранні зливки масою 4,8 тони. При цьому мінімальна ступінь укування повинна бути не менш трьох (за ГОСТом 7831 -71) [4].
Виробництво штампів є складним технологічним процесом, який включає попередню термічну обробку, механічну обробку, остаточну термічну обробку, зачистку гравюри і шліфування по опорних і настановних поверхнях. Штампи для гарячої деформації виготовляють на спеціалізованих штампових ділянках інструментальних цехів або разом з іншими видами технологічного оснащення – на механічних і слюсарних ділянках. Підготовку заготівок для штампів здійснюють на заготовчих ділянках, а термічну обработру – на термічних ділянках.
Спочатку штампи обробляють однаково незалежно від маси і конфігурації поковки. Для транспортування в заготівці свердлять отвори за допомогою радіально-свердляного верстата. Після чого стругають площини і хвостовики. Потім клеймують марку сталі, умовний номер штампа і поковок.
Підготовлені таким чином штампи передають на термічну обробку (попередню – відпал), після чого виготовляють безпосередньо гравюру. Для обробки крупних штампів застосовують токарно-карусельний верстат. Також до універсальних верстатів, які застосовують для виконання фрезерувальних робіт, відносять вертикально-фрезерувальний верстат, на якому фрезують заготівельні ручаї. Обробку ручаїв на таких верстатах здійснюють за розміткою і за допомогою шаблонів. Першою операцією при обробці ручаїв штампу є чорнове фрезерування. Його проводять для видалення основної маси металу з порожнини ручаїв. Чистове фрезерування проводять з високою точністю фрезами з профілем, який дозволяє забезпечити необхідну конфігурацію ручаїв.
Для забезпечення якості молотових штампів під час їх виготовлення, необхідно дотримуватись певних технічних умов.
Після термічної обробки штампу, його площини грубо шліфують. Шершавість непрацюючих поверхонь встановлюється за 4-5 класами шершавості поверхні згідно до ГОСТу 2789-73. На дзеркалі штампу і поверхнях, не зайнятих ручаями, допускають окремі дефекти у вигляді забоїн, слідів окалини та ін. Дефекти слід зачистити. Чорнові та чистові ручаї шліфують і полірують до 8 класу шершавості, при цьому на поверхні не повинно бути задирів, рисок, прижогів, вибоїн, які викривляють конфігурацію ручаїв. Тобто шліфування – це одна з важливіших операцій механічної обробки штампів, що забезпечує отримання високого класу шершавості поверхні і точних розмірів. Шліфування використовують в якості попередньої і кінцевої обробки. Широко застосовують плоскошліфовальні і круглошліфувальні верстати загального призначення. Плоску шліфовку можна здійснювати переферієй і торцем круга, а круглу – його переферієй. Для кінцевої обробки верстати повинні забезпечувати швидкість обертання круга в межах 25-45 м/с, можливість автоматичної подовжньої і поперечної подачі на глибину. Вони повинні мати систему охолодження, систему, що відсасує пил і високу жорсткість шпінделя, подовжувачів. Рідина для охолодження знижує температуру нагріву деталі, що обробляється. Це знижує місцеві напруження, які можуть призвести до появи тріщин і сколів. Також після кінцевої термічної обробки проводять шліфування спеціальними кругами з синтетичних алмазів або ельбора. Чистота поверхні при обробці інструмента з ельбора може досягати 11-12 класу шершавості [4].
1.3 Режими термічної обробки сталі 5ХНМ
Виходячи зі схеми технологічного переділу рідкого металу у готовий вироб, зазначимо ті місця, де необхідно проводити термічну обробку.
Термічна обробка включає нагрівання, витримку та охолодження. Умови, за якими здійснюється цей процес, називається режимом. До параметрів режиму термічної обробки належать температура і швидкість нагріву та час витримки.
Швидкість нагрівання повинна забезпечувати необхідні перетворення у сплаві та максимальну продуктивність нагрівального обладнання. Разом з тим у деталі не повинні виникати внутрішні напруження, короблення та тріщини.
Витримка за тієї чи іншої сталої температури залежать від виду обробки та умов одержання необхідної структури.
Підготовка до термічної обробці включає:
— зовнішній огляд стану поверхні штампа (відсутність забоїн, іржі, слідів масла та ін.);
— підбір штампів з однієї марки сталі близьких типорозмірів для комплектування садіння (одночасно в піч для нагріву під гартування можна завантажувати до 10 комплектів штампів);
-упаковку з метою захисту гравюри штампу від окислення і зневуглецювання (при використанні печей без захисної атмосфери).
Під час підготовки до термічної обробки необхідно захищати гравюри від окислення зневуглення. Оскільки печі із захисною атмосферою для нагріву під гартування штампів майже не використовують, то їхні гравюри захищають від окислюючого впливу атмосфери печі за допомогою таких засобів: на гравюру насипають захисний шар, який складається з карбюризатора, зверху його обмазують вогнетривкою глиною з азбестом або накривають металевим листом. Кращій результат забезпечує засіб, при якому встановлюється гравюрою донизу на спеціальний піддон, в якому засипаний захисний склад. При застосуванні цього засобу захисту покращуються умови нагріву шпампа. Крім того, з'являється можливість використовувати стійкі до теплової дії литі піддони із жаростійкої сталі, зменшуються час і витрати на упаковку (рисунок 1.4). Кращим таким складом дя захисту є дерев’яне вугілля або відпрацьований карбюризатор разом зі свіжим (до 30%) або з перепаленою сухою чавунною стружкою (до 20%). Товщина захисного шару становить 20-30 мм; проміжки між стінками піддону і бічними гранями штампу обмазують вогнетривкою глиною або засипають сухим піском. Кришки (піддони) виготовляють з листової маловуглецевої або корозійностійкої сталі товшиною 2 — 4 мм [1].
/>
Рисунок 1.4 — Схеми упаковки для захисту гравюри штампа під час нагріву под закалку: а — гравюрою вгору; б — гравюрою донизу; 1- кришка; 2 — захисна суміш; 3 — обмазка (вогнетривка глина з азбестом); 4 — штамп; 5 — плита; 6 — кулі; 7 — напрямна; 8 — піддон.
Відповідно до схеми технологічного переділу попередньою обробкою штампа зі сталі 5ХНМ є відпал, а кінцевою – гартування і відпуск.
Попередня термічна обробка передбачає зниження твердості поковок для поліпшення їх оброблюваності різанням, подрібнення зерна і забезпечення рівномірного розподілу структурних складових, зниження остаточних напруг і підготовку структури до подальшого гартування. Оптимальною структурою вважається зернистий перлит з равномерним розподілом фаз.
Операція відпалу полягає в нагрівання сталі на 20 — 40 ºС вище т. />, витримка при цій температурі до повного завершення фазових перетворень і повільному охолодженні для забезпечення розпаду аустеніту в області високих температур. Зменшення твердості і міцності штампової сталі під час відпалу досягається за рахунок обособлення в структурі карбідної фази. При цьому найчастіше під час відпалу штампової сталі за мету ставлять отримання структури зернистого перліту. Кінцева структура сталі після відпалу залежить від температури відпалу і швидкості охолодження. Чим менша швидкість охолодження, тим більше зростають глобули карбіду при розпаді аустеніту. Більш дрібнозернистий перліт характеризується підвищеною твердістю і міцністю [7].
Для сталі 5ХНМ назначаємо наступний режим попередньої термічної обробки: температура відпалу 760-790 ºС; витримка із розрахунку 1год + 1,5хв на 1мм товщини становить близько 6 годин; уповільнене охолодження спочатку з піччю до температури 500-400 ºС, потім у охолоджувальному пристрої (колодязі чи термостаті) до температури 250-150ºС. В результаті отримуємо структуру зернистого перлиту з твердістю 197-241 HB. Режим попередньої термічної обробки наведено на рисунку 1.5.
Для попередньої термічної обробки поковок використовують універсальні камерні або прохідні електричні і газові печі з автоматичним регулюванням теплового режиму. Якість поковок повинна задовольняти вимогам ГОСТ 5950-73. При цьому контролюється відсутність дефектів поверхності, що виявляються виешним оглядом (тріщин, волосовини, заходів, полон і ін.), внутрішні дефект (ультразвуковим і іншими методами контролю), глибина зневуглецьованого шару, макроструктура (по зламу), твердість (НВ), макроструктура, карбідна неоднорідність.
Мета остаточної термічної обробки — отримання в готовому інструменті оптимального поєднання основних властивостей: твердості, міцності, зносостійкості (що забезпечують високий опір змину і стиранню гравюри штампу), в'язкості (для запобігання передчасному аварійному руйнуванню штампу) і теплостійкості [1].
Кінцева термічна обробка штампової сталі для гарячого деформування 5ХНМ – гартування і високий відпуск.
Гартування. Технологічний процес гартування складається з нагрівання сталі до температури вище за критичну т. />на 30-50 ºС, витримці при цій температурі протягом певного часу, охолодження зі швидкістю вище критичної швидкості гартування для утворення структури мартенситу.
Залежно від призначення штампа можливий вибір різних температур нагріву під гартування, гартувального середовища і засобів охолодження, температур відпуска. Крім того, необхідно враховувати, що при підвищенні температури нагріву під гартування, зростають теплостійкість і прогартованість сталі, але через укрупнення зерна знижується їх в’язкість [7].
Для нагріву крупних штампів під гартування використовують газові або електричні печі з подом, що висувається; іноді застосовуються печі з кулями на поду, по яких можна пересувати піддони з штампами. Після завантаження штампів (найбільш великі – ближче до задньої стінки печі) щілини у заслінки і висувного пода промазують вогнетривкою глиною. Крім того, можуть бути застосовані і полум’яні печі.
Обираємо наступний режим гартування: нагрівання для зменшення короблення і запобігання тріщин здійснюємо при температурі підігрівання 700-750 ºС та остаточного нагрівання до температури 840-860 ºС. Тривалість нагріву встановлюють з необхідності прогрівання штампів і достатньою насиченості аустеніту вуглецем і легуючими елементами. Недостатня витримка не забезпечує необхідної прогартованості і теплостійкості, надмірно тривала — викликає зростання зерна і додаткове зневуглення.    продолжение
--PAGE_BREAK--
В таблиці 1.3 наведено тривалість нагріву (в полум’яній печі), витримки, охолодження штампов під час гартування.
Таблиця 1.3 — Тривалість нагріву (в полум’яній печі), витримки, охолодження штампов під час гартування [2]
Операція
Тривалість операціі, год.-хв. для штампов, з найменшою стороною, мм


350
Витримка після завантаження в піч
0 – 30
Нагрів до температури гартування
10 – 00
Витримка при температурі гартування
2 – 10
Підстуження на повітрі
0 – 15
Охолодження в маслі
0 — 50
Штампи охолоджують по засобу перивистого гартування, підстуживая на повітрі до температури 750 — 780ºС. Основним середовищем для охолодження штампу є мінеральне масло з температурою 40-70 ºС. Штамп з піддоном витягують з печі, знімають з піддона, очищують поверхню гравюри від карбюризатору, закріплюють штампи на піднімаючому пристрої і опускають у масло, спочатку похитуючи їх, а потім залишаючи висіти за допомогою спеціального пристосування в маслянном баку при включеній циркуляції масла.
Структура сталі після гартування складається з мартенситу і залишкового аустеніту. Сталь 5ХНМ характеризується невисокою стійкістю проти росту зерна аустеніту, тому що її карбідна фаза представлена в основному легкорозчинними частинками типу М/>С. Твердість після гартування становить 56-60 HRC. Режим гартування і структура, яка отримується після ньго наведено на рисунку 1.6.
Відпуск. Оскільки тріщини виникають не лише під час охолодження, але й через деякий час після нього, відпуск проводять для зняття напружень і зменшення тетрагональності гратки мартенситу. Підвищення температури відпуска, як правило, знижує твердість і підвищує в’язкість сталі, але знижує її міцність та зносостійкість. У зв’язку з цим для збереження зносостійкості і твердості сталі 5ХНМ температуру відпуска обирають пониженою, однак не нижче температури розігрівання штампа під час експлуатації.
Відпуск штампу проводять відразу ж після завершення гартування, але не пізніше, як через 2 години після гартування. Найчастіше використовують подвійний відпуск: спочатку штамп відпускають у камерній печі до отримання заданої твердості гравюри, а потім його встановлюють хвостовиком в спеціальну піч і витримують для отримання заданої нижчої твердості хвостовика; при цьому твердість гравюри не змінюється [1].
Зниження твердості штампової сталі 5ХНМ з вихідною загартованою структурою можна досягнути шляхом відпуска при високій температурі, близької до критичної т. Ас/>. Високий відпуск є економічною і простою операцією, піч час якої сталь нагрівають до температури, що лежить дещо нижче т. А/>, витримують до повного прогрівання і завершення дифузійних процесів, потім охолодження на спокійному повітрі. Витримка під час відпуска приймається з розрахунку 2 години + 1,5 хвилини на 1мм товщини.
В таблиці 1.4 наведено режим відпуска штампів з найменшею стороною 350 мм.
Таблиця 1.4 — Режим відпуска штампів з найменшею стороною 350 мм (в полум’яній печі) [2].
Нагрів до температури відпуска, год. — хв
Температура нагріву, ºС
Витримка під час відпуска, год. — хв
Твердість, HRC
10 — 30
530 — 560
2 — 10
38 -40
Тривалість нагріву і витримки в електрічній печі збільшують на 20%.
Хвостовик штампу повинен володіти високою вязкістю. Це досягається додатковим зниженням його твердості. Після відпалу, штампи встановлюють хвостовиком на плиту і нагрівають до температури 580 — 610 ºС. При цьому твердість знижується до 30-37 HRC. Оскільки під час нагрівання для відпуска в структурі штампа залишається багато аустеніта і він перетворюється під час відпуска, доцільно проводити двохратний відпуск. Температура другого відпуска приймають на 10-20 ºС нижче, а його тривалість на 20-25% менше, ніж першого відпуска, тобто t = 530 — 560ºС. Після відпуску знижується міцність сталі внаслідок протікання безворотніх структурних перетворень, тому що її карбідна фаза складається з цементиту, а також підвищується пластичність і ударна в’язкість.
Заключною операцією технологічного процесу термічної обробки є контроль якості. Для штампів горячого деформування він складається з візуального огляду і виміру твердості. Візуальним оглядом перевіряють відсутність тріщин, забоин, вм'ятин і окалини на гравюрі штампу, а також твердість гравюри і хвостовика. Твердість перевіряють на спеціально зачищених (бормашиною або наждачним папером) ділянках поверхні поблизу гравюри. Використовуються спеціальні стаціонарні прилади Брінеля, оснащені рольгангом і підйомним столом з черв'ячним механізмом [1].
Для маловідповідальних штампів твердість може бути оцінена по методу Польді за допомогою переносних приладів (навантажених пружиною або ударом молотка, відлік твердості — по еталону) або по методу Шора (по величині відскоку індентора). Застосовують також переносні прилади ТПП-2 для вимірювання твердості по методу Віккерса. Ці прилади мають магнітне захоплення, яке дозволяє проводити вимір твердості на штампі, встановленому на будь-якій ділянці, стенді або верстаті. Необхідна лише ретельна зачистка поверхні для виміри твердості і подвод електроенергії напругою 220В. Точність виміру />HV5, маса приладу з магнітним захопленням 5,4кг. Розрахунок твердості виконують по ГОСТ 2999 – 75 [4].
1.4 Фазовові і структурні перетворення під час нагріву сталі 5ХНМ
Відповідно до діаграми стану Fe – C, при зміні концентрації вуглецю в сплаві або температури один стан є більш стійким, ніж інший. Цим і викликані фазові перетворення, які протікають в сталі.
Відобразимо схему розташування досліджувальної сталі 5ХНМ на діаграмі стану Fe-C [7] (рисунок 1.8) і прослідкуємо, що буде відбуватися при нагріванні до кінцевої температури, тобто які фазово-структурні перетворення розвиваються під час аустенітизацї.
Аустенітизація – це процес отримання аустенітної структури при нагріванні в аустенітну область. Процес аустенітизації спостерігається під час відпалу та гартування сталі 5ХНМ. Утворення аустеніту під час нагріву є дифузійним процесом і підкоряється основним вимогам теорії кристалізації. У досліджувальній марці сталі 5ХНМ (0,5% С) під час нагрівання до кінцевої температури 840-860 ºС відбуваються наступні перетворення. Маємо вихідну Ф-К структуру. До речі, швидкість перетворення Ф-Ц структури в аустенітну, окрім температури нагріву, залежить від її вихідного стану. Попередня сфероїдизація цементиту уповільнює процес утворення аустеніту. Тому початок перетворення Ф-К структури в аустенітну буде відповідати температурі трохи вище за т. Ас/>(730 ºС для сталі 5ХНМ). Після перетворення перліту в аустеніт отримується двохфазна структура – аустеніт і ферит. При подальшому нагріві в інтервалі температур Ас/> — Ас/>ферит поступово перетворюється в аустеніт. При температурі Ас/>ферит зникає, а концентрація вуглецю в аустеніті відповідає його вмісту в сталі.
Зародиши аустеніту будуть утворюватись біля глобулів цементиту. Процес аустенітизації ускладнюється перетворенням структурно-вільного ферита в аустеніт. Під впливом градієнта концентрації відбувається дифузія атомів вуглецю в аустеніті. В результаті розчинення карбідів в аустеніті відбувається його стабілізація. Ріст дільниць аустеніту протікає внаслідок поліморфного />→/>перетворення і дифузії вуглецю. Після перетворення фериту в аустеніт в структурі сталі залишається ще деяка кількість карбідів і для їх розчинення в аустеніті тривалість ізотермічної витримки повинна бути збільшена. Аустеніт, який утворився, є неоднорідним за складом і для його гомогенізації потребується додатковий час [7].
Для описання переходу Ф-К структури в аустенітну використовуємо діаграму ізотермічного утворення аустеніту, що дає уяву про перетворення при різних температурах (рисунок 1.9). Використовуємо діаграму ізотермічного утворення аустеніту найближчу до досліджуємої сталі 5ХНМ – це діарама для сталі з 0,7% С з вихідною структурою пластинчатого (рисунок 1.9, а) і зерністого перлиту (рисунок 1.9, б). Чим бідьше в сталі вуглецю, тим швидше протікає процес аустенітизації, що пояснюється збільшенням кількості цементиту. Тому для сталі 5ХНМ лінії діаграми будуть розташовуватись вище і проворуч від ліній використовуємої діаграми, через те, що процес аустенітизації буде протікати повільніше.
Із діаграми ізотермічного утворення аустеніту можна помітити, що при підвищенні температури перетворення Ф-К суміші в аустеніт протікає набагато швидше.
Згідно до діаграми з вихідною структкрою зернистого перліту маємо вихідну перед нагрівом Ф-К структуру. Під час нагріву до температури 780 ºС (при якій проводимо відпал) у перші 1,1с витримки утворюються зародиші аустеніту. При подальшому збільщенні тривалості витримки зародишів аустеніту стає більше. Цей процес продовжується до 40с, під час якого відбувається перетворення Ф-К суміші. Від 40с до 2000с структура складається з А-К суміші. При витримці більше 2000с аустеніт стає однорідним.    продолжение
--PAGE_BREAK--
При температурі гартування (850ºС) відбуваються такі ж самі перетворення, що і при температурі 780 ºС. Але через те, що температура гартування вище температури відпалу, перетворення вихідної Ф-К структури в Ф+К+А протікає швидше. З 0,6с до 5с утворюються зародиши аустеніту, з 5с до 2000с структура складається з А-К, відбувається зростання зерна аустеніту і подальше розчинення карбідів. Для повного розчинення карбідів необхідно проводити витримку до 2000с включно, після цього маємо аустенітну структуру.
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: Cr/>C/>, Cr/>C/>, Mn/>C, Mn/>C/>, Mo/>C, 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 ºС, потім – у охолоджувальному пристрої до температури 250-150 ºС; після гартування з температури 750-780 ºС 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).
Рисунок 1.10 – Ізотермічна діаграма переохолодженого аустеніту для сталі 5ХНМ [11]
Проводимо криву охолодження для вперлітного перетворення (1), який протікає при температурі 760-790 ºС. Швидкість охолодження до температури  500 ºС становить
V/>= />= 0,049 ºС/хвил. –
охолодження проводять з піччю; до 150-250 ºС – в охолоджувальному колодязі. Під час охолодження з зазначеною швидкістю у перші 50 хвилин при температурі 680ºС з аустеніта утворюється перліт. Цей процес продовжується до температури 630ºС 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 ºС/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 ºС/с;
743 HV — V/>= />= 3,22 ºС/с;
720HV — V/>= />= 2,32 ºС/с;
721HV — V/>= />= 1,49 ºС/с;
707HV — V/>= />= 0,43ºС/с;
632HV — V/>= />= 0,28ºС/с;
544HV — V/>=/>= 0,198ºС/с;
439HV — V/>=/>= 0,035ºС/с;
397HV — V/>=/>= 0,028ºС/с;
371HV — V/>=/>= 0,032ºС/с;    продолжение
--PAGE_BREAK--
300HV — V/>=/>= 0,01ºС/с;
272HV — V/>=/>= 0,0073 ºС/с.
Для швидкостей охолодження 15,26 ºС/с; 3,22 ºС/с; 2,32 ºС/с; 1,49 ºС/с в структурі отримуємо мартенсіт. Такі швидкості охолодження характерні для масла. При швидкості 0,43 ºС/с 5% залишкового аустеніту перетворюється на нижній бейніт (НБ); при швидкості 0,28ºС/с – 32% А/>→ НБ; при V = 0,198ºС/с – 50% А/>→ НБ; при V = 0,035ºС/с – 83% А/>→ НБ; при V = 0,028ºС/с – 85% А/>→ НБ; при V = 0,032ºС/с – 68% А/>→ НБ; при V = 0,01ºС/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 ºС. 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 М/>і 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 ºС 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 ºС. Температура відпуска має бути 550-580 ºС 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 ºС, 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 ºС) 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 ºС 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 ºС), 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 ºС при виділенні вуглецю із пересиченого твердого розчину, утворюється карбід заліза Fe/>C. 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 ºС 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 ºС). Таку дію мають карбідоутворюючи елементи Cr, Mo, а також не карбідоутворюючий Ni.
При підвищені температури нагріву до 300 — 400ºС 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 />-Fe/>C → Fe/>C.
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.    продолжение
--PAGE_BREAK--
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 ізернистого 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 НВ250. 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 ºС 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 (Cr/>C/>, Cr/>C/>, Mo/>C, 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 ºС) 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 ºС до 500-680 ºС 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 — 325ºС 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 — 325ºС;
— 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)
C
Mn
Si
Cr
S
P
Ni
Cu
0,95-1,05
0,20-0,40
0,17-1,37
1,30-1,65
0,020
0,027
0,30
0,25
В таблиці 2.2 приведена температура критичних точок сталі ШХ15 [16].
Таблиця 2.2 –Температура критичних точок сталі ШХ15, ºС (ГОСТ 801-78)
Ас/>
Ас/>
Ar/>
Ar/>
Мн
745
900
713
700
210
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.    продолжение
--PAGE_BREAK--
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 700ºС та охолоджують до 200-300ºС 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 ºС 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 ºС, 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 ºС, 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 = Ø30мм, 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 ºС 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).
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 730ºС і завершується при температурі 760-770ºС, але в аустеніт переходить лише та кількість карбідів, яка відповідає евтектоїдному складу. При нагріві сталі ШХ15 вище т.Ас1 на 15 — 20ºС 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 ºС 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) ºС
t/>= 745 + (20-30) ºС = 765-775 ºС
Час витримки для сталі ШХ15 складає 2-6 годин. Швидкість охолодження повинна бути такою, щоб перетворення аустеніту до зернистого перліту завершилося при температурі 600 ºС. Тому швидкість охолодження в інтервалі перлітного перетворення складає 15-25 ºС/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.    продолжение
--PAGE_BREAK--
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) ºС = 745 + (30-50) ºС = 775-795 ºС.
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 ºС 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]
Марка сталі
Тривалість відпуска, год
HRC при температурі відпуска, ºС




150
175
200
250
ШХ15
2
4
6
63
62,5
62
62
61
61
60
59
59
58
57
57
Відпуск при температурах вищих за 150-160 ºС 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
Режим термічної обробки
/>, МПа
не менш    продолжение
--PAGE_BREAK--
/>, МПа
не менш
/>, %
/>, %
KCU, Дж/см/>
HRC (HB)
Не більш
Відпал
370-410
590-730
15-25
35-55
44
179-207
Гартування (800 ºС) в маслі. Відпуск(150ºС) на повітрі
1670-1700
2160-2200
—
—
5
60-65
При контролі якості термічної обробки деталей підшипників перевіряються наступні параметри.
Після остаточної термічної обробки твердість роликів із сталі ШХ15 повинна бути в межах НRС61—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 ºС). 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 ºС. Під час нагріву до 760 ºС 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 ºС.
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/>– Ас/>буде складатися з двох фаз: аустеніту та цементиту.    продолжение
--PAGE_BREAK--
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. Ас/>до температури  550ºС. Розпад аустеніту – дифузійний процес, який розвивається в результаті неоднорідності розподілу вуглецю в аустеніті.
Перліт – продукт евтектоїдного розпаду аустеніту, який утворюється при температурі 650-700ºС.
Якщо аустеніт переохолоджено до температури 600-650ºС і при цих температурах він розпадається, то утворюється перліт (до 520ºС).
Твердість сталі при цьому складає 284 HV. По мірі зменшення температури ізотермічної витримки від 700 до 550ºС твердість сталі збільшується від 284 до 379 HV. Це пов’язано із збільшенням дисперсності структури.
Бейніт не перетворення розвивається при переохолодженні аустеніту нижче 520ºС до т.Мн = 245ºС. У бейніт ній області заторможена дифузія вуглецю і тим більше, чим нижча температура.
При ізотермічній витримці при температурі 450ºС тривалістю 8 секунд із переохолодженого аустеніту виділяється верхній бейніт (ВБ), який має перистий вигляд. Структуру після ізотермічної витримки при температурі 450ºС наведено на рисунку 2.17, б. Після ізотермічної при температурі 300ºС 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 = 245ºС.
Критична швидкість – мінімальна швидкість охолодження, яка забезпечує переохолодження аустеніту без розпаду до точки мартенситного перетворення (рисунок 3.16).
V/>= />= />= 22,5 ºС/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 = 245ºС. 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 = 245ºС, 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.    продолжение
--PAGE_BREAK--
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 150-160ºС. 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.