Легирование цементуемой стали Группы цементуемых сталей

Многие детали машин работают в сложно нагруженном состоянии, но, кроме этого, испытывают износ. Например, зуб шестерни дорожной машины, входя в зацепление, подвергается циклическому изгибу и поломка может возникнуть в результате циклической усталости. В то же время при передаче крутящего момента возникает проскальзывание на смежных боковых плоскостях зубьев, что вызывает их износ. При наезде машины на препятствие через подвеску автомобиля передается удар в механизмы вращения колес и зуб шестерни может претерпеть хрупкий излом.

Таким образом, для рассмотренного механизма наиболее вероятными причинами выхода из строя зубчатого зацепления могут быть:

1. Усталостное разрушение (отлом зуба).

2. Износ рабочих поверхностей.

3. Динамическое разрушение зубьев.

Чтобы предупредить преждевременное усталостное разрушение и износ, необходимо обеспечить высокую прочность поверхности зуба, а для предупреждения хрупкого разрушения под воздействием динамической нагрузки требуется высокая вязкость материала. Так как усталостная трещина зарождается на поверхности детали и износ определяется свойствами поверхностных слоев, достаточно упрочнить только поверхностный слой детали. Если сердцевину оставить вязкой, то она может предотвратить хрупкое разрушение при воздействии динамической нагрузки.

Для создания такого комплекса свойств созданы цементуемые стали и способы химико-термической обработки посредством цементации, нитроцементации, никотрирования, азотирования и др.

Легирование цементуемой стали

Цементуемые стали с целью получения высокой конструкционной прочности подвергают термической обработке, которая состоит из следующих технологических переходов:

1. Насыщение поверхностного слоя детали углеродом на заданную глубину;

2. Закалка детали с целью упрочнения поверхностного слоя и сердцевины одновременно;

3. Низкий отпуск (180…220 ^oС).

Типовые технологические схемы термической обработки цементуемых сталей представлены на рис. 97. Насыщение стали углеродом проводят при высокой температуре порядка 920…950 ^оC в течение длительного времени (средняя скорость насыщения при 930 ^оС составляет ~ 0,1 мм/час). Это приводит к росту аустенитного зерна и потере ударной вязкости закаленной стали. Раздробить аустенитное зерно можно ускоренным охлаждением деталей после насыщения (рис. 97, а), но при этом нужно насыщенные углеродом детали охладить до комнатной температуры и вновь нагреть для закалки.

Если сталь не склонна к росту зерна при нагреве до 950 ^оС, то можно производить закалку с цементационного нагрева (рис. 97, б). Такой режим не требует повторного нагрева.

Предотвратить рост аустенитного зерна можно введением в сталь сильных нитридообразователей (Mo, Ti, Nb, V, Zr), бора или редкоземельных металлов.

Важную роль имеет прокаливаемость цементуемых сталей, так как она определяет прочность детали. Закалка деталей в воду не желательна, так как она приводит к короблению, а иногда и к разрушению. Для снижения критической скорости закалки в сталь добавляют легирующие элементы Cr, Mn, Ni, Si и др.

Хром обычно добавляют до 1 %. Он несколько снижает склонность стали к росту аустенитного зерна, увеличивает прокаливаемость и за пределами растворимости образует мелкие карбиды, дополнительно упрочняя мартенсит.

Никель вводят до 4 %. Его, как правило, используют совместно с хромом. Никель увеличивает вязкость сердцевины и насыщенного углеродом слоя.

Марганцем пользуются реже, так как он, увеличивая прокаливаемость и вязкость стали, при этом способствует росту аустенитного зерна, огрубляет карбидную фазу и увеличивает содержание остаточного аустенита в закаленной стали. Его чаще всего применяют до 0,8 % в сочетании с Ni, Cr и Ti или Мо.

ЛЭ оказывают не только прямое влияние на свойства науглероженного слоя, но и косвенное воздействие. Карбидообразующие элементы снижают активность углерода в стали. Поэтому они, уменьшая коэффициент диффузии углерода, снижают скорость насыщения и способствуют выделению большего количества карбидной фазы. Противоположно воздействуют элементы, не образующие карбидов в стали. Поэтому различные стали, обработанные в одних и тех же условиях, дают разные результаты. Концентрацию углерода С_L легированной стали, подвергнутой цементации при углеродном потенциале С_С, можно определить, используя следующее уравнение:

где Si, Mn, Cr и т.д – содержание легирующих элементов в стали, %.

Рис. 97. Режимы цементации сталей с различной склонностью к росту аустенитного зерна: а – склонные к росту зерна; б – не склонные к росту зерна; 1 – операция насыщения; 2 – закалка; 3 – низкий отпуск

Группы цементуемых сталей

К первой группе относятся углеродистые стали 10, 15 и 20, широко применяемые для цементуемых изделий.

Если от детали требуется высокая устойчивость против истирания и не предъявляются повышенные требования относительно прочности, то их изго­тавливают из указанных простых и дешевых углеродистых сталей. Глубину цементации выбирают в зависимости от условий работы деталей. После цементации проводят закалку в воде и затем отпуск при 150…180 ^оС. При закалке в воде цементтованныеые детали довольно сильно деформируются. В табл. 20 приведены механические свойства углеродистых сталей.

Таблица 20

Механические свойства углеродистых цементуемых сталей

Марка стали	В, Мпа	Т, Мпа	, %	, %
10	400	250	35	70
15	430	270	32	65
20	470	300	30	60

Ко второй группе, т. е. к низколегированным и упрочняемым при тер­мической обработке сталям, можно отнести следующие: 15Х, 15ХР и 20ХН (табл. 21).

В исходном отожженном состоянии свойства этих сталей практически одинаковы: = 500…600 МПа; = 350…400 МПа; =30 %; = 60 %, твердость 140 – 180 НВ.

После закалки и низкого отпуска прочность низколегированных сталей заметно повышается при незначительном снижении пластичности (табл. 21).

Указанные свойства характерны для малоуглеродистой стали бейнитного типа.

Стали марок 20ХГР, 20ХНР, 18ХГТ, 30ХГТ, 12ХН3, 12Х2Н4, 18Х2Н4В относят к третьей группе – высокопрочным цементуемым ста­лям, с высоким упрочнением при термической обработке, вследствие образо­вания в сердцевине мартенсита при закалке. Степень упрочнения опреде­ляется содержанием углерода в стали, а также, хотя и в меньшей степе­ни, содержанием легирующих элементов и интенсивностью охлаждения при закалке.

Таблица 21

Механические свойства легированных цементуемых сталей

Марка стали	, Мпа	, Мпа	, %	, %	KCU, мДж/м2
15Х	750	650	15	55	1,0
20Х	850	700	15	55	1,2
15ХР	750	650	15	55	1,2
20ХН	850	700	15	55	1,2

В табл. 22 приведены механические свойства некоторых высокопрочных цементуемых сталей. Следует учитывать, что увеличение содержания углерода (в пределах марочного состава) и скорости охлаждения при за­калке приводит не только к повышению прочности, но и к снижению пластичности и вязкости.

Более надежные и устойчивые к динамическим нагрузкам изделия сле­дует изготавливать из высокопрочных цементуемых сталей и подвер­гать их цементации на минимально необходимую глубину.

В отожженном состоянии (отпущенном при 650 – 680 ^оС) механические свойства этих сталей примерно одинаковы и того же порядка, что и у менее прочных цемемнтуемых сталей.

В приведенных таблицах указаны механические свойства стали, что также характеризует механические свойства сердцевины цементованного изделия.

Если определять механические свойства цементованного изделия, то наличие твердой цементованной корки приводит к резкому снижению вязкости и повышению прочности в сравнении со свойствами сердцевины. Степень изменения этих свойств зависит от многих факторов и, в первую очередь, от уровня прочности сердцевины, соотношения в сечении площа­дей, занимаемых цементованным слоем и сердцевиной, от степени насыще­ния углеродом и т. д.

Таблица 22

Механические свойства высокопрочных цементуемых сталей

Марка стали	, МПа	, МПа	, %	, %	KCU, мДж/м2
20ХГР	1300	1100	12	50	0,8
20ХНР	1300	1100	14	60	0,9
18ХГТ	1300	1100	12	50	0,7
25ХГТ	1500	1300	11	50	1,6
18ХНМФ	1200	1000	15	55	1,0
12ХН3А	1200	1000	15	60	1,0
12Х2Н4А	1200	1100	15	60	1,0
18Х2Н4ВА	1300	1100	14	55	1,0

Выбор той или иной марки стали для конкретного изделия определяется требуемым комплексом механических свойств и степенью ответственности детали. При высокой степени ответственности деталей чаще всего применяют стали, содержащие никель, которые одновременно обладают высокой прочностью и вязкостью одновременно.

Следует помнить, что хромоникелевые стали, в которых как правило, не содержатся измельчители зерна (титан, бор и др.), следует упрочнять по режиму рис. 97, а. Только в этом случае можно получить высокий комплекс механических свойств.

Указанные выше стали применяют в качестве нитроцементуемых, то есть их можно насыщать одновременно углеродом и азотом. В этом случае повышаются износостойкость поверхностного слоя в 1,2…1,5 раза [12].

Л 10. Стали пониженной и регламентированной прокаливаемости. – 2 ч.

Поверхностное упрочнение деталей машин

Прокаливаемость

Область применения

Поверхностное упрочнение деталей машин может быть достигнуто и путем индукционной закалки поверхности. При этом используют стали с пониженной (ПП) или регламентированной (РП) прокаливаемостъю, имеющие прокаливаемость более низкую по сравнению со стандартными конструкционными сталями с таким же содержанием угле­рода. При этом после закалки получают мартенситную зону заданной глубины (даже при интенсивном охлаждении) с сохранением пластич­ной и вязкой сердцевины. Стали с пониженной и регламентированной прокаливаемостью имеют повышенное содержание углерода (0,5 – 1,0 %) для получения достаточного уровня твердости и прочности закаленного поверхност­ного слоя, обеспечивающего высокую износостойкость и контактную вы­носливость. Сам по себе углерод является элементом, который слабо влияет на прокаливаемость стали. Она обеспечивается содержанием в стали других металлов, таких как Ni, Cr, Mn, Cu и др., хотя их концентрации не выходят за пределы концентраций примесей качественных и высококачественных легированных и углеродистых сталей, обусловленных соответствующими ГОСТами. Оказалось возможным регулировать прокаливаемость, уменьшая допустимые концентрации примесей, указанных выше элементов. Вязкость мартенсита можно повысить за счет уменьшения концентрации вредных примесей, таких как S, P, N и О. Для этого в сталь вводят редкоземельные элементы, раскисляют сталь Al (1 кг/т) и снижают содержание неметаллических включений, выбирая соответствующие способы выплавки. Применяя указанные меры, можно добиться прокаливаемости стали (с содержанием углерода ~ 0,6 %) на глубину 2…3 мм.

Чтобы получить структуру мартенсита в сталях пониженной прокаливаемости, содержащих ничтожно малые количества легирующих элементов, требуются высокие скорости охлаждения аустенита. Высокой интенсивности охлаждения добиваются за счет больших скоростей движения воды (не менее 5 м/с) или струйным охлаждением под давление не менее 5 ати.

Вязкость мартенсита во многом определяется размером аустенитного зерна. Для получения высоких значений KCU и K_1C необходимо, чтобы размер зерна был не крупнее 13…14 балла. Такой размер аустенитного зерна можно получить только при скоростном нагреве стали токами высокой частоты.

Указанные выше закономерности легли в основу разработок нового класса сталей – пониженной прокаливаемости.

ГОСТом были утверждены стали пониженной и регламентированной прокаливаемости, представленные в табл. 23.

Сталь 58 применяется для изготовления шестерен c модулем более 5 и валов коробок перемены передач грузового автотранспорта и сельхозтехники. Глубина закаленной зоны составляет ~ 2 мм.

Сталь 47ТТ предназначена для изготовления валов диаметром более 30 мм и крупномодульных шестерен. Толщина закаленного слоя составляет 3…5 мм.

Сталь У6 – инструментальная сталь. Применяется для изготовления штампов для листовой стали.

Таблица 23

Марки и химический состав сталей ПП и РП

Тип	Марка	Содержание элементов, %
		С	Si	Mn	Cr	Не более		Ti	P и S не более
						Ni	Cr
ПП	58	0,55-0,63	0,1-0,3	0,2	0,15	0,25	0,2	0,1-0,3	0,04
	У6	0,52-0,58	0,25	0,25	0,13	0,2	0,2	–	0,035
РП	47ГТ	0,44-0,51	0,17	1,0-1,2	0,25	0,25	0,2	0,06-0,12	0,04
	ШХ4	0,95-1,05	0,15-0,30	0,15-0,3	0,35-0,45	0,3	0,25	–	0,02

Сталь ШХ4 применяется для изготовления подшипников качения крупных серий, например, для подшипников железнодорожного транспорта.

Нагрев при закалке этих сталей в печах или их охлаждение в обычных закалочных устройствах дает отрицательный результат.

Л 11. Мартенситно-стареющие стали. – 2 ч.

Механизмы упрочнения

упрочняющие фазы

Термическая обработка мартенситно-стареющей стали

Как было показано выше, использование традиционных методов создания высокопрочного состояния стали посредством легирования железа углеродом и последующей закалкой на мартенсит, нельзя добиться одновременно высокой прочности и высокой вязкости стали. Это связано с морфологией углеродистого мартенсита. Поэтому были предприняты попытки по использованию других механизмов упрочнения сплавов на основе железа, которые привели к созданию безуглеродистых сталей, где углерод является нежелательной примесью.

Анализируя можно прийти к выводу, что значительное упрочнение с минимальной потерей вязкости можно получить, используя механизмы зернограничного и дисперсионного упрочнения. Для этого необходимо в стали получить сверхмелкое зерно и упрочнить твердый раствор дисперсными интерметаллидами.

Из всех фаз, существующих в стали, самым мелким зерном обладает мартенсит. Поэтому можно использовать мартенситное превращение для получения мелкозернистой структуры. Мартенситное превращение протекает в безуглеродистых сплавах железа с никелем ( –фаза с ОЦК решеткой) и сплавах железа с марганцем ( , и ″– фазы с ГПУ решеткой).

Легирование железа марганцем интенсивно стабилизирует аустенит и в закаленном Fe–Mn-сплаве после закалки остаются крупные зерна аустенита.

Никель в меньшей мере стабилизирует аустенит и в пределах концентраций никеля в железе 8...24 % образуется структура реечного мартенсита без остаточного аустенита. Пакеты реечного мартенсита имеют ячеистую дислокационную структуру и поэтому он обладает достаточно высокой вязкостью. Но прочность его невысока.

Вторым легирующим элементом должен быть элемент, имеющий ограниченную растворимость в железоникелевой матрице. Таковым является молибден, предельная растворимость которого при температуре  – перехода составляет ~ 6 %, а при комнатной температуре около 3 %. Молибден за пределами растворимости образует с железом интерметаллидную фазу Fe₂Mo, а с никелем – Ni₃Mo.

Кроме молибдена, ограниченную растворимость в Fe–Ni-матрице имеют Ti, Be, Al, W, Cu и некоторые другие элементы.

Положительно влияет комплексное легирование при со­вместных добавках молибдена и кобальта – в этом случае интенсивность упрочнения при старении существенно воз­растает. Такое влияние кобальта связывают с уменьшени­ем растворимости молибдена в -железе (10 % Со умень­шает растворимость молибдена на 1,5 %), а также с проте­канием процесса упорядочения в системе Fе–Со с образованием областей ближнего порядка. Кроме того, кобальт увеличивает теплостойкость матрицы. Поэтому присутствие кобальта в составе мартенситно-стареющих сталей желательно. Однако высокая стоимость кобальта привела к созданию группы экономно легированных сталей, не содержащих Со, а также имеющих в составе пониженную концентрацию никеля и молибдена и повышенное содержание углерода.

Введение в сталь хрома снижает вязкость, но делает сталь коррозионностойкой и теплостойкой. Такие стали нашли применение при изготовлении штампов для горячей штамповки.

В табл. 19 показаны типовые фазы, выделяющиеся при старении в сталях с различным легированием.

Качественно можно оценить свойства мартенситно-стареющей стали по уравнениям Цупакава и Уэхара:

= 11+ 42,4 %Ni + 158,5 %Mo + 37,7 %Co + 322,4 %Ti, МПа и

= 44,12 – 0,46 %Ni – 2,42 %Mo – 0,6 %Co – 5,2 %Ti, %.

Важным преимуществом мартенситно-стареющих сталей перед другими высокопрочными материалами является необычно высокое сопротивление хрупкому разрушению. Так, если значение К_1с для улучшенной конструкционной стали мартенситного класса типа 40ХН2МА равно 16 МПам^1/2, то для стали Н18К9М5Т при том же уровне предела текучести оно равно 32...40 МПам^1/2.

Таблица 19

упрочняющие фазы в мартенситно-стареющих сталях

Марка стали	Режим термической обработки		Упрочняющая фаза
	tзак, С	tстар, С
Н18К9М5Т	900	480...550	Fe2Mo, Ni3(Mo< Ti)
Р13К15М10Т	1000	500...600	Fe2Mo, (Fe, Co)2Mo, (Fe, Co)7Mo6
Х12Н8К5М2ТЮ	1000	650	Ni3Al, Ni3Ti
Х12Н8К5М2ТЮ	1000	700	(Fe, Co)15Cr8Mo10 – R-фаза
Х10К13М5	1000	500...700	(Fe, Co)15Cr8Mo10 – R-фаза
Х10К13М5	1000	700...800	(Fe, Co)34Cr12Mo4 – -фаза
Х14К9Н6М5	1130	500...700	(Fe, Co)15Cr8Mo10 – R-фаза
Х11Н10М2Т	1000	520...600	Ni3Ti

Следует отметить, что мартенситно-стареющие стали в состоянии высокой прочности по уровню ударной вязкости (KCU) мало отличаются от других высокопрочных конструкционных сталей. Однако температура порога хладноломкости у них гораздо ниже, а значение КСТ выше, чем у углеродосодержащих высокопрочных сталей (КСТ = 0,25...0,30 вместо 0,06...0,08 МДж/м²).

В настоящее время мартенситно-стареющие стали находят все большее применение для изготовления деталей высокой ответственности в области вооружения, авиационной и космической техники и других отраслях промышленности, где требуется высокая надежность и малый вес используемых конструкций. Стали с повышенным содержанием углерода (до 0,03 %) Х11Н10М2Т, Х12Н8М2ТЮ, Х16К4М4Т2Ю, Х12Н4К15М4Т обладают высоким значением условного предела упругости и релаксационной стойкостью. Поэтому они находят применение для изготовления пружин специального назначения [15].