Применение конструкционных сталей и предъявляемые к ним требования

1. Применение конструкционных сталей и предъявляемые к ним требования

 

В современном машиностроении для повышения долговечности  ответственных деталей широко используются процессы химико-термической обработки, из которых наибольшее распространение  получили цементация и нитроцементация. В результате применения этих методов упрочнения повышается твердость и износостойкость поверхности деталей, возрастает усталостная прочность и увеличивается контактная выносливость.

Для обеспечения требуемой  твердости, как на поверхности зубьев, так и в сердцевине их необходимо высокая закаливаемость, а прокаливаемость сердцевины должна регулироваться в достаточно узких пределах. После химико-термической обработки сталь должна обладать удовлетворительной вязкостью при высоких значениях пределов прочности, предела усталости и предела контактной выносливости, в связи с чем для шестерен рекомендуется применять только наследственно-мелкозернистые стали (балл 6-8). Кроме того, применение мелкозернистых сталей позволяет использовать наиболее рациональный для массового производства режим непосредственной закалки или закалки с подстуживанием после цементации, вследствие чего уменьшается деформация шестерен и снижаются затраты на их обработку.

Сталь для шестерен должна обладать хорошей обрабатываемостью  резанием, вследствие чего особое значение приобретает выбор правильного  режима предварительной термической  обработки заготовок шестерен перед  нарезанием зуба. При неудовлетворительной микроструктуре заготовки ухудшается качество рабочей поверхности зубьев шестерен, а возникающие в металле  внутренние напряжения способствуют увеличению деформации шестерен. Такие дефекты  недопустимы, поскольку зубья шестерен после химико-термической обработки  обычно не подвергают обработки, устраняющей  деформацию и исправляющей качество поверхности.

Содержание легирующих (особенно дефицитных) элементов в стали  для шестерен не должно быть чрезмерно  высоким, чтобы было можно применять  наиболее экономически и технически выгодный метод непосредственной закалки  шестерен после цементации и нитроцементации. Необходимо учитывать, что непосредственная закалка высоколегированных сталей неприемлема из-за опасности образования чрезмерно большого количества остаточного аустенита в структуре слоя, вследствие чего прочность шестерен может значительно снизиться.

Важно также, чтобы стали  при химико-термической обработке  не были склонны к чрезмерному  перенасыщению поверхности углеродом  и азотом (при нитроцементации). В связи с тем, что необходимо обеспечить требуемую прокаливаемость сердцевины зуба и добиться минимальной деформации при закалки, шестерни ответственного назначения изготовляют из легированных, закаливающихся в масле сталей. Углеродистые стали, закаливающиеся в воде, для этих изделий не применяются.

 

 

2. Химический состав и  свойства стали 18ХГТ

 

Сталь 18ХГТ относится  к конструкционным легированным сталям и находит широкое применение в машиностроении. Из стали этой марки изготавливаются улучшаемые или цементируемые детали ответственного назначения, от которых требуется  повышенная прочность и вязкость сердцевины, а также высокая поверхностная  твердость, работающая под действием  ударных нагрузок.

Заменителями этой марки  стали являются стали: 30ХГТ, 25ХГТ, 12ХН3А, 12Х2Н4А, 20ХН2М, 14ХГСН2МА, 20ХГР. Но из этих всех марок сталей, 18ХГТ является самой дешевой, и поэтому применяют именно ее.

Химический состав стали 18ХГТ представлен в таблице 1.

 

 

Таблица 1 – Химический состав стали 18ХГТ (% весовые)

C	Si	Mn	Ni	S	P	Cr	Ti	Cu
0,17-0,23	0,17-0,37	0,8-1,1	до 0,3	до 0,035	до 0,035	1,0-1,3	0,03-0,09	до 0,3

 

 

 

Критические точки данной стали, приведены в таблице 2.

 

Таблица 2 – Температура  критических точек стали 18ХГТ,°С

Аc1	Аc3	Mн
735	820	360

 

 

 

На машиностроительных заводах  сталь подвергается цементации, закалке  и отпуску. Некоторые механические свойства после такой обработки  приведены в таблице 3.

 

Таблица 3 – Механически  свойства стали 18ХГТ при 20°С

Сечение, мм	sв, МПа	sT, МПа	d, %	y, %	KCU, кДж/м2	НВ	HRC
Нормализация 880-950 °С. Закалка 870 °С, масло. Отпуск 200 °С, воздух или вода.
Образцы	880	980	9	50	78
Нормализация 930-960 °С. Цементация 930-950 °С. Закалка 825-840 °С, масло. Отпуск 180-200 °С.
	360	640				157-207
50	800	1000	9			285	57-63
Цементация 920-950 °С, воздух. Закалка 820-860 °С, масло. Отпуск 180-200 °С, воздух.
20	930	1180	10	50	78	341	53-63
60	780	980	9	50	78	240-300	57-63

Механические свойства стали 18ХГТ при повышенных температурах представлены в таблице 4.

 

Таблица 4 – Механически  свойства стали 18ХГТ при повышенных температурах

Температура испытания, °C	sв, МПа	sT, МПа	d, %	y, %	НВ
Нормализация
20	420	520	26	77	156
200	360	460	24	78
300	310	465	24	68
400	300	470	29	75
500	300	410	27	76
600	240	325	45	86
Образец диаметром 6 мм, длиной 30 мм, кованый и нормализованный. Скорость деформирования 50 мм/мин. Скорость деформации 0,03 1/с
700	205	235	46	88
800	76	135	51	94
900	54	95	55	96
1000	50	78	58	100
1100	25	43	61	100
1200	13	25	56	100

 

 

Механические свойства стали 18ХГТ в зависимости от температуры  отпуска представлены в таблице 5.

 

Таблица 5 – Механические свойства стали 18ХГТ в зависимости  от температуры отпуска

Температура отпуска, °C	sв, МПа	sT, МПа	d, %	y, %	KCU, кДж/м2	HRC
Закалка 880 °С, масло.
200	1150	1370	11	57	98	41
300	1150	1330	10	57	78	41
400	1150	1210	9	57	78	40
500	950	940	15	66	144	32
600	720	780	20	73	216	22

 

Механические свойства стали 18ХГТ в зависимости от сечения  представлены в таблице 6.

 

Таблица 6 – Механические свойства стали 18ХГТ в зависимости от сечения

Сечение, мм	sв, МПа	sT, МПа	d, %	y, %	KCU, кДж/м2	HRC
Закалка 850 °С, масло. Отпуск 200 °С, воздух.
5	1320	1520	12	50	72
15	930	1180	13	50	78	38
20	730	980	15	55	113	30
25	690	980	19	50	93	28

 

 

 

 

3. Влияние легирующих  элементов на свойства стали  18ХГТ

 

Сталь 18ХГТ легирована хромом (1,0-1,30%), марганцем(0,80-1,10%) и титаном(0,03-0,09%). Легирующие элементы в общем случае определяют размер зерна аустенита, его устойчивость при охлаждении, свойства феррита и карбидной  фазы и другие факторы. Поэтому легирование  стали имеет многоцелевое назначение. Один и тот же элемент может  влиять на несколько факторов, через  них определяя механические свойства стали. [4]

 

Влияние хрома.

Основное назначение легирования  стали 18ХГТ хромом – увеличение прокаливаемости. Прокаливаемость – это глубина проникновения закаленной зоны, а за глубину прокаливаемости принимают расстояние от поверхности закаленного изделия до слоя со структурой, состоящей из 50% мартенсита и 50% троостита.

При полной прокаливаемости сталь имеет лучшие механические свойства, особенно сопротивление хрупкому разрушению, низкий порог хладноломкости, высокое значение работы развития трещины и КСТ и вязкость разрушения. Полоса прокаливаемости изображена на рисунке 1.

Рисунок 1 – Полоса прокаливаемости стали 18ХГТ

 

С увеличением содержания хрома в среднелегированной стали  повышается твердость. Это связано  с тем, что легирование хромом стали повышает устойчивость переохлажденного аустенита против распада. Диаграмма  изотермического распада аустенита  стали 18ХГТ приведена на рисунке 2.

Рисунок 2 – Диаграмма  изотермического распада переохлажденного аустенита стали 18ХГТ

 

Влияние марганца.

Характер влияния марганца на механические свойства стали определяется условиями термообработки и содержанием  углерода.

Марганец, являясь наиболее дешевым и в наших условиях более доступным легирующим элементом, способен обеспечить высокую прокаливаемость и за счет этого повышенную однородность структурного состояния стали.

Как легирующий элемент, марганец дает возможность получить такие  свойства, которые недостижимы при легировании стали другими элементами (большое упрочнение при пластической деформации, сопротивление ударному износу).

Марганец расширяет область  аустенита, причем температура превращения  γ–α резко снижается. Совместное влияние углерода и марганца усиливает  эффект расширения области аустенита  в стали.

Марганец увеличивает  растворимость углерода в аустените, несколько смещая т. Е на диаграмме Fe — С вправо, и уменьшает содержание углерода в эвтектоиде, т. е. смещает t. S влево примерно на 0,05% на каждый процент марганца (Рис. 3). С увеличением содержания марганца повышается стабильность аустенита, что приводит к замедлению скоростей перлитного и промежуточного превращений. Марганец, как и углерод, понижает температуры мартенситного превращения и увеличивает количество остаточного аустенита в стали. Такое влияние марганца на превращение аналогично влиянию повышенной скорости охлаждения в углеродистых сталях и обеспечивает получение более дисперсного перлита и меньших количеств доэвтектоидного феррита и заэвтектоидных карбидов.

 

Рисунок 3 – Влияние легирования  углерода в эвтектоиде

 

Марганец понижает критическую  скорость закалки и увеличивает  прокаливаемость стали.

Существенным недостатком  марганцовистых сталей со средним и  высоким содержанием углерода является высокая чувствительность к перегреву при закалке. Например, повышение температуры закалки с 760-780°С до 800°С приводит к заметному росту зерна. Принято считать, что причина этого заключается в повышенной скорости растворения марганцовистых карбидов в аустените.

Особое значение имеет  отношение концентрации марганца к  углероду. При увеличении отношения  марганца к углероду порог хладноломкости падает. Упрочняя феррит и образуя  карбиды, марганец повышает прочность  стали, но при среднем и высоком  содержании углерода сильно понижает вязкость и пластичность.

 

Влияние титана.

Титан является сильным карбидообразующим  элементом, который практически  не растворим в цементите, и уже  при малых содержаниях в стали  образует собственные специальные  карбиды TiC. Он вводится для получения более высокой твердости.

 

Влияние постоянных примесей.

Кроме углерода, в стали  присутствуют такие постоянные примеси  как кремний, фосфор и сера. Содержание этих элементов в стали 18ХГТ ограничивается следующими верхними пределами: 0.37% Si; 0.035% S; 0.035% P.

 

Влияние кремния.

Кремний попадает в сталь  при раскислении. Кремний необходим для устранения вредных примесей закиси железа, а также вредных сернистых соединений железа. Растворяется в феррите и циментите. Он заметно влияет на свойства стали, повышая прочность в горячекатаных изделиях, изменяя и некоторые другие свойства.

Кремний структурно не обнаруживается, так как полностью растворяется в феррите, кроме той части  кремния, которая в виде окиси  кремния не успела всплыть в шлак и осталась в металле в виде силикатных включений.

 

Влияние серы.

Сера, как и фосфор, попадают в металл из руд. При комнатной  температуре растворимость серы в феррите практически отсутствует. Поэтому вся сера в стали связана  в сульфиды железа и марганца и  частично в сульфиды легирующих элементов. С повышением температуры сера растворяется в феррите и аустените, хотя и  незначительно, но до вполне определенных концентраций (0,02 % в феррите при 913⁰С и 0,05 % в аустените при 1365⁰С). Поэтому сернистые включения могут видоизменяться при термической обработке стали.

Если сера связана в  сульфид железа FeS, при относительно низких температурах горячей деформации стали, вследствие расплавления эвтектики сульфида железа (988⁰С), наблюдается красноломкость стали. При более высоких температурах горячей пластической деформации возможна горячеломкость стали.

Увеличение содержания серы в стали мало влияет на прочностные  свойства, но существенно изменяет вязкость стали и ее анизотропию  в направлениях поперек и вдоль  прокатки. Ударная вязкость на образцах, вырезанных поперек направления  прокатки, уменьшается с увеличением  содержания серы. А в продольном направлении с увеличением содержания серы наблюдается тенденция к  повышению ударной вязкости. Это  явление связано с усилением  полосчатости феррито-перлитной структуры вследствие вытянутости сульфидов в строчки вдоль прокатки.

 

Влияние фосфора.

Руды железа, а также  топливо и флюсы содержат какое-то количество фосфора, которое в процессе производства чугуна остается в нем  в той или иной степени и  затем переходит в сталь. Растворимость  фосфора в феррите и аустените значительно выше, чем содержание фосфора в стали как примеси. Поэтому фосфор в стали целиком находится в твердом растворе, и его влияние на свойства сказывается через изменения свойств феррита и аустенита. Вредное действие фосфора на свойства может усугубляться из-за сильной склонности его к ликвации.

Действие фосфора на свойства феррита проявляется в его  упрочняющем влиянии и, особенно в усилении хладноломкости стали.

Фосфор относится к  сильным упрочнителям. Несмотря на то, что содержание его в стали обычно не превышает 0,030…0,040 %, он увеличивает предел текучести феррита на 20…30 МПа. В то же время увеличение содержания фосфора в пределах сотых долей процента может вызывать повышение порога хладноломкости на несколько десятков градусов (~20…25⁰С на 0,01 % Р) благодаря сильному уменьшению работы распространения трещины.

 

4. Технологический процесс  термообработки стали 18ХГТ

 

В термический цех сталь 18ХГТ поступает в нормализованном  состоянии в виде заготовки шестерни. Микроструктура стали 18ХГТ до заключительной термической обработки состоит из пластинчатого перлита и феррита.

Затем сталь подвергается цементации, закалки и низкому  отпуску. Термическая обработка  стали производится по схеме, представленной на рисунке 4.

 

Рисунок 4 - Режим термической  обработки стали 18ХГТ

 

Шестерни загружаются  термистом на поддоны по 3 штуки. Затем, после предварительной мойки  и сушки, поддоны попадают в цементационную печь. Цементация проходит в течение 17 часов при температуре 940⁰С. Потом они попадают в камеру охлаждения. Здесь металл охлаждаются до температуры 670⁰С. Далее поддоны проталкиваются в камеру нагрева под закалку. После нагрева поддон проталкивается на люльку, которая опускается в подогретое масло.

Температура масла 70-80⁰С. Затем шестерни моются, сушатся и проталкиваются в отпускную печь. После отпуска термист их выгружает и отправляет на дробеструйную очистку. Схема расположения поддонов представлена на рисунке 5.

 

Рисунок 5 – Схема расположения поддонов

 

Термическая обработка стали 18ХГТ производится в следующей  последовательности:

1. Металл загружается  в печь после выгрузки предыдущей  садки.

2. При загрузке шестерен  на поддон необходимо, чтобы они  не выступали за края поддона.

3. После загрузки металла  в печь термист заполняет журнал, куда заносит номер загружаемого  поддона, номер и количество  детали, время загрузки.

4. Режим термической обработки  приведен на рисунке 4.

5. Контроль температуры  ведется по сводовым термопреобразователям, расположенным по одному в каждой зоне печи.

6. Контроль над правильным  ведением режима термической  обработки осуществляет контролер  ОТК и старший мастер участка.

7. По окончании термической  обработки металл выгружается  из печи.

8. После охлаждения шестерни  контролер ОТК совместно с  термистом проверяют ее на глубину цементационного слоя и на твердость.

Структура после  цементации

 

 

 

 

 

 

 

 

Структура после  закалки

 

 

 

 

 

 

 

 

Структура после  низкого отпуска

 

 

 

`

 

 

 

5. Контроль качества и  анализ возможного брака

 

После термической обработки  шестерни из стали 18ХГТ в термическом  цехе производится контроль:

1. Глубина цементированного слоя. Она должна быть 1,6-2,1 мм.
2. Твердость закаленного слоя должна составлять 57-62 HRC;
3. Микроструктура стали;
4. Механические свойства;
5. Толщина обезуглероженного слоя;
6. Химический состав;
7. Качество поверхности зубьев шестерни.

 

 

Брак, возможный при термической  обработке стали 18ХГТ:

1. Большой слой цементации (не исправим);
2. Маленький слой цементации (садятся на доцементацию);
3. Обезуглероживоние поверхностного слоя более 0,4 мм;
4. Трещина.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

6. Диаграмма состояния системы железо – хром (Fe-Cr)

 

 

Наиболее ранние исследования сплавов системы относятся к началу текущего столетия. К этому времени были достаточно точно установлены кривые плавкости, область существования твердых растворов хрома в γ-Fe, а также концентрационные и температурные пределы образования σ-фазы.

Диаграмма состояния в обобщенном виде по данным  приведена на рис.  На кривых ликвидус и солидус при 22 % (ат.) Сr и 1507 °С наблюдается минимум.Хром стабилизирует о. ц. к. модификации железа и образует с этими модификациями непрерывные ряды твердых растворов. Область твердыхрастворов хрома в г. ц. к. модификации железа сравнительно узкая и простирается до 13,3 % (ат.) Сr. Хром снижает температуру полиморфного α↔γ-превращения железа от 910 до 830 °С при содержании ~7,5 % (ат.). При дальнейшем увеличении содержания хрома эта температура резковозрастает. При содержании в сплавах —50% (ат.) Сr и температуре ~815°С происходит фазовая перекристаллизация α-твердого раствора с образованием так называемой α-фазы. Реакция α ↔ σ  протекает крайне медленно, и необходимы продолжительные выдержки для ее завершения. Фаза σ обладает сложной тетрагональной структурой с 30 атомами в элементарной ячейке и обычно образуется в системах - на основепереходных металлов. Фазы σ, как правило, обладают достаточно широкими областями гомогенности. В системе железо — Хром эта область при 600 °С простирается от 43 до 49 % (ат.) Сr. Периоды решетки σ-фазы а=0,880 нм, с=0,5444 нм и мало изменяются в пределах области гомогенности.

В сплавах системы образуются три сверхструктурные фазы β, θ, σ с областямигомогенности 41,9—44,2 % (ат.) Сr; 45,7—47,2 % (ат.) Сr и 49,2—51,5 % (ат.) Сr.В настоящее время методами высокотемпературного термического анализа иизмерением электросопротивления показано, что Хром является мономорфным металлом.

Минимум на кривых плавкости  отвечает содержанию 21 % (ат.) Сr итемпературе 1510°С.

При содержании 0,001 % (по массе) С и 0,002 % (по массе) N также при изменении концентрации углерода и азота в указанных пределах несколько смещается в сторону увеличения содержания хрома (на 0,7—0,8 %) положение γ/(α+γ)- и (α+γ)/α-границ двухфазной области, разделяющей γ- и α-твердые растворы.

На основе измерения электросопротивления, твердости и намагниченности построена низкотемпературная часть диаграммы состояния системы железо— Хром . Ниже 550 °С твердый раствор α и σ-фаза становятся неустойчивыми и расслаиваются на два твердых раствора (богатых и бедных хромом) с о. ц. к. решеткой. В отсутствие σ-фазы расслоение α-твердого раствора начинается при более высокой температуре. На рис. приведена низкотемпературная часть диаграммы состояния системы железо — хром, штриховой линиейпоказано начало расслоения α-твердого раствора при отсутствии σ-фазы.

Наличие области расслоения в системе согласуется с термодинамическими данными, а именно: положительным отклонением от закона идеальныхрастворов и положительной теплотой смещения. Это означает, что твердыерастворы а- и σ-фаза при понижении температуры становятся менее устойчивыми и должны распадаться на твердые растворы с меньшим и большим содержанием хрома . Температурный интервал стабильности σ-фазы соответствует 440—820 °С.